EP3974554A1 - Flat steel product with good ageing resistance and method for producing the same - Google Patents

Flat steel product with good ageing resistance and method for producing the same Download PDF

Info

Publication number
EP3974554A1
EP3974554A1 EP21196113.1A EP21196113A EP3974554A1 EP 3974554 A1 EP3974554 A1 EP 3974554A1 EP 21196113 A EP21196113 A EP 21196113A EP 3974554 A1 EP3974554 A1 EP 3974554A1
Authority
EP
European Patent Office
Prior art keywords
product
flat
steel
weight
temperature
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Pending
Application number
EP21196113.1A
Other languages
German (de)
French (fr)
Inventor
Bernd Linke
Maria KÖYER
Manuela Ruthenberg
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
ThyssenKrupp Steel Europe AG
ThyssenKrupp AG
Original Assignee
ThyssenKrupp Steel Europe AG
ThyssenKrupp AG
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Family has litigation
First worldwide family litigation filed litigation Critical https://patents.darts-ip.com/?family=59564149&utm_source=***_patent&utm_medium=platform_link&utm_campaign=public_patent_search&patent=EP3974554(A1) "Global patent litigation dataset” by Darts-ip is licensed under a Creative Commons Attribution 4.0 International License.
Application filed by ThyssenKrupp Steel Europe AG, ThyssenKrupp AG filed Critical ThyssenKrupp Steel Europe AG
Publication of EP3974554A1 publication Critical patent/EP3974554A1/en
Pending legal-status Critical Current

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/26—Methods of annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0236—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0273—Final recrystallisation annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0278—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips involving a particular surface treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/20—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
    • C23C2/12—Aluminium or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/26—After-treatment
    • C23C2/28—Thermal after-treatment, e.g. treatment in oil bath
    • C23C2/29—Cooling or quenching

Definitions

  • the invention relates to a coated flat steel product which is suitable for press hardening and has particularly good aging resistance, and a method for its production.
  • Blanks are generally understood to be metal sheets, which can have more complex outlines than the steel strips or steel sheets from which they derive.
  • a steel flat product which is formed into a steel component, goes through various production steps. Among other things, it is cold-formed. This can be done, for example, by straightening, cutting or forming. Good cold-forming behavior is reflected, among other things, in good dimensional accuracy, quality of the cut edges and a more even surface of the cold-formed parts. Good cold forming behavior is favored by steels with a low yield point and high uniform elongation. Steels whose yield point ideally runs continuously or is only weakly pronounced have proven to be particularly favorable in terms of processing. Continuous yield points are often also referred to as yield points.
  • This phenomenon is also referred to as aging and the interstitially dissolved atoms attached to the defects as Cottrell clouds.
  • the dislocations are blocked by the carbon, resulting in a pronounced yield point, which is very undesirable for cold forming.
  • straightening the flat steel product is made more difficult by the discontinuous deformation behavior.
  • the increased deformation resistance leads to increased tool wear during blank trimming and possible subsequent deep-drawing cold forming leads to an uneven, uneven surface.
  • aging of the steel due to free carbon should be prevented or at least mitigated as far as possible.
  • the end EP 2848709 A1 discloses a steel flat product formed from a steel containing 0.2-0.5 wt% C, 0.5-3.0 wt% Mn, 0.002-0.004 wt% B and optionally one or more elements from the group "Si, Cr, Al, Ti" in the following contents: 0.1-0.3% by weight Si, 0.1-0.5% by weight Cr, 0.02-0. 05% by weight Al, 0.025-0.04% by weight Ti.
  • the flat steel product is coated with an anti-corrosion coating formed from an aluminum-zinc alloy.
  • the coated flat steel product is intended for the production of a component by means of press hardening.
  • Correspondingly designed steel flat products are only slightly resistant to aging and have a very pronounced yield point after coating and aging.
  • the object of the invention is to provide a coated steel flat product that is suitable for press hardening and has good aging resistance, as well as a method for its production.
  • this object is achieved by a flat steel product having the features specified in claim 1 .
  • Advantageous and preferred configurations of the flat steel product according to the invention are specified in the claims which refer back to claim 1 .
  • the object is achieved by a method having the features specified in claim 10.
  • Advantageous and preferred configurations of the method according to the invention are specified in the claims which refer back to claim 10 .
  • the steel of a flat steel product according to the invention consists, in addition to iron and unavoidable impurities (in % by weight), of 0.10-0.4% C, 0.05-0.5% Si, 0.5-3.0% Mn, 0 0.01 - 0.2% Al, 0.005 - 1.0% Cr, 0.001 - 0.2% V, ⁇ 0.1% P, ⁇ 0.05% S, ⁇ 0.02% N and optionally one or more the Elements "B, Ti, Nb, Ni, Cu, Mo, W" in the following contents: B: 0.0005 - 0.01%, Ti: 0.001 -0.1%, Nb: 0.001 - 0.1%, Ni : 0.01 - 0.4%, Cu: 0.01 - 0.8%, Mo: 0.002 - 1.0%, W: 0.001 - 1.0%.
  • carbon acts to delay the formation of ferrite and bainite. At the same time, austenite is stabilized and the Ac3 temperature is reduced.
  • the carbon content of the steel of a steel flat product according to the invention is limited to 0.10 and 0.4% by weight. A carbon content of at least 0.10% by weight is required to ensure the hardenability of the steel flat product and the tensile strength of the press-hardened product at least 1000 MPa. If a higher level of strength is to be aimed at, preference is given to setting C contents of at least 0.15% by weight.
  • the hardenability can also be improved, so that the flat steel product has a very good combination of hardenability and strength.
  • carbon contents greater than 0.4% by weight have a disadvantageous effect on the mechanical properties of the flat steel product, since C contents greater than 0.4% by weight promote the formation of brittle martensite during press hardening.
  • High C contents can also have a negative impact on weldability.
  • the carbon content may preferably be adjusted to at most 0.3% by weight.
  • Silicon is used to further increase the hardenability of the steel flat product as well as the strength of the press-hardened product via solid solution strengthening. Silicon also enables the use of ferro-silizio-manganese as an alloying agent, which has a beneficial effect on production costs.
  • a hardening effect occurs from an Si content of 0.05% by weight. From an Si content of at least 0.15% by weight, in particular at least 0.20% by weight, there is a significant increase in strength. Si contents above 0.5% by weight have an adverse effect on the coating behavior, particularly in the case of Al-based coatings. Si contents of at most 0.4% by weight, in particular at most 0.30% by weight, are preferably set in order to improve the surface quality of the coated flat steel product.
  • Manganese acts as a hardening element by greatly retarding the formation of ferrite and bainite. With manganese contents of less than 0.5% by weight, ferrite and bainite are formed during press hardening, even with very rapid cooling rates, which should be avoided. Mn contents of at least 0.9% by weight, in particular at least 1.10% by weight, are preferred if a martensitic structure is to be ensured, particularly in areas of greater deformation. Manganese contents of more than 3.0% by weight have an adverse effect on the processing properties, which is why the Mn content of flat steel products according to the invention is limited to a maximum of 3.0% by weight. Above all, the weldability is severely limited, which is why the Mn content is preferably limited to at most 1.6% by weight and in particular to 1.30% by weight. Manganese contents of less than or equal to 1.6% by weight are also preferred for economic reasons.
  • Aluminum is used as a deoxidizing agent to bind oxygen. Aluminum also inhibits cementite formation. At least 0.01% by weight, in particular at least 0.02% by weight, of aluminum in the steel is required for reliable binding of oxygen. However, since the Ac3 temperature is also clearly shifted upwards with increasing Al alloy content, the Al content is limited to 0.2% by weight. From a content of 0.2% by weight, Al hinders the transformation into austenite too much before press hardening, so that austenitizing can no longer be carried out in a time- and energy-efficient manner.
  • an Al content of at most 0.1% by weight, in particular at most 0.05% by weight, is preferably set in order to completely harden the steel to austenitize.
  • Chromium is added to the steel of a flat steel product according to the invention in amounts of 0.005-1.0% by weight. Chromium affects the hardenability of the flat steel product by slowing down the diffusive transformation during press hardening.
  • chromium has a beneficial effect on the hardenability from a content of 0.005% by weight, with a Cr content of at least 0.1% by weight, in particular at least 0.18% by weight, for reliable process control, above all for preventing bainite formation, is preferred. If the steel contains more than 1.0% by weight of chromium, the coating behavior deteriorates.
  • the Cr content may preferably be limited to at most 0.4% by weight, particularly at most 0.28% by weight.
  • Chromium is a carbide former and as such reduces the level of dissolved carbon present in steel flat products. This applies above all to slow cooling of the steel flat product with cooling rates of at most 25 K/s or at most 20 K/s, as occurs during the cooling of the coated steel flat product to room temperature in the temperature range between 600°C and 450°C or in the temperature range between 400°C and 220°C.
  • the carbon atoms bound by chromium do not diffuse to dislocations and do not block them, so that the formation of a pronounced yield point is reduced or completely suppressed.
  • the Cr content is selected in such a way that when a coating process is carried out before the coating, only a small amount of carbon is bound by chromium and the formation of chromium carbides takes place primarily during the cooling that takes place after the coating.
  • the chromium carbides represent preferred nucleation sites for other precipitates such as vanadium carbides and vice versa. This leads to faster binding of the carbon that is still free, so that the formation of a pronounced yield point is further reduced or completely suppressed.
  • Vanadium (V) is of particular importance in the steel of a flat steel product according to the invention. Vanadium is an element with a very high affinity for carbon. When vanadium is free, that is, in an unbound or dissolved state, it can bind to supersaturated dissolved carbon in the form of carbides or clusters, or at least reduce its rate of diffusion. It is crucial that V is in the dissolved state. Surprisingly, very low V contents in particular have proven to be particularly favorable for resistance to aging. With higher V contents, larger vanadium carbides can form even at higher temperatures, which then no longer dissolve at temperatures of 650-900°C, which are typical for continuous annealing in hot-dip coating systems.
  • vanadium Even the smallest amounts of vanadium of 0.001% by weight can prevent free carbon from adhering to dislocations. From a V salary From 0.2% by weight, vanadium no longer improves the aging resistance.
  • the aging-inhibiting effect of vanadium is particularly pronounced at contents of up to 0.009% by weight, with a maximum effect occurring from a preferred content of 0.002% by weight.
  • the vanadium content can be restricted to a maximum of 0.004% by weight, in particular to a maximum of 0.003% by weight, in a preferred embodiment. At contents greater than 0.009% by weight, vanadium carbides are increasingly formed.
  • vanadium carbides cannot be dissolved at temperatures of 700 to 900° C., which are typical for annealing temperatures in a hot-dip coating plant, for example.
  • temperatures of 700 to 900° C. which are typical for annealing temperatures in a hot-dip coating plant, for example.
  • vanadium carbides With an increasing vanadium content, there is inevitably more free vanadium available, since the precipitation kinetics of vanadium carbides are accelerated further and further, so that the vanadium carbides become larger and more stable, but the proportion of dissolved vanadium does not increase any further. This effect occurs in particular with contents of more than 0.030% by weight, which is why the content is preferably adjusted to values of at most 0.030% by weight.
  • vanadium in addition to reducing aging effects, also contributes to increasing strength through precipitation hardening, higher contents of up to 0.2% by weight can preferably be used to increase strength.
  • the vanadium content of the steel of a flat steel product according to the invention is limited to a maximum of 0.2% by weight for cost reasons. On the other hand, higher contents do not bring about any significant improvement in the mechanical properties.
  • Phosphorus (P) and sulfur (S) are elements that are introduced into steel as impurities from iron ore and cannot be completely eliminated in the large-scale steelworks process.
  • the P content and the S content should be kept as low as possible, since the mechanical properties such as notched bar impact work deteriorate with increasing P content or S content.
  • the S content of a steel flat product according to the invention is limited to at most 0.05% by weight, in particular at most 0.003% by weight.
  • Nitrogen (N) is present in small amounts in steel due to the steel manufacturing process.
  • the N content should be kept as low as possible and should not exceed 0.02% by weight.
  • nitrogen is harmful because it prevents the transformation-retarding effect of boron through the formation of boron nitrides, which is why the nitrogen content in this case is preferably at most 0.01% by weight, in particular at most 0.007% by weight. should be.
  • Boron, titanium, niobium, nickel, copper, molybdenum and tungsten can optionally be added to the steel of a flat steel product according to the invention, either individually or in combination with one another.
  • Boron can be optionally alloyed to improve the hardenability of the flat steel product by having boron atoms or boron precipitates attached to the austenite grain boundaries reduce the grain boundary energy, thereby suppressing the nucleation of ferrite during press hardening.
  • a clear effect on hardenability occurs at contents of at least 0.0005% by weight, in particular at least 0.0020% by weight.
  • boron carbides, boron nitrides or boron nitrocarbides are increasingly formed, which in turn represent preferred nucleation sites for the nucleation of ferrite and the hardening effect lower again.
  • the boron content is limited to at most 0.01% by weight, in particular at most 0.0035% by weight. If boron is alloyed in, titanium is also preferably alloyed in to bind nitrogen. In this case, the Ti content should preferably be at least 3.42 times the nitrogen content.
  • Titanium (Ti) is a micro-alloying element that can optionally be alloyed to contribute to grain refinement.
  • titanium forms coarse titanium nitrides with nitrogen, which is why the Ti content should be kept comparatively low.
  • Titanium binds nitrogen and thus enables boron to unfold its strong ferrite-inhibiting effect.
  • At least 3.42 times the nitrogen content is required for adequate binding of nitrogen, with at least 0.001% by weight Ti, preferably at least 0.023% by weight Ti, being added for sufficient availability. Above 0.1% by weight of Ti, the cold-rollability and recrystallizability deteriorate significantly, which is why larger Ti contents should be avoided.
  • the Ti content may preferably be limited to 0.038% by weight.
  • Niobium (Nb) can optionally be alloyed to contribute to grain refinement from a content of 0.001% by weight. However, niobium degrades the recrystallizability of the steel. With an Nb content of more than 0.1% by weight, the steel can no longer be recrystallized in conventional continuous furnaces before hot-dip coating. In order to reduce the risk of deteriorating the recrystallizability, the Nb content may preferably be limited to 0.003% by weight.
  • Copper (Cu) can optionally be alloyed to increase hardenability with additions of at least 0.01% by weight.
  • copper improves resistance to atmospheric corrosion uncoated sheet metal or cut edges. From a content of 0.8% by weight, the hot-rollability deteriorates significantly due to low-melting Cu phases on the surface, which is why the Cu content is limited to at most 0.8% by weight, preferably at most 0.10% by weight is.
  • Nickel (Ni) stabilizes the austenitic phase and can optionally be alloyed to lower the Ac3 temperature and suppress the formation of ferrite and bainite. Nickel also has a positive effect on hot-rollability, especially when the steel contains copper. Copper degrades hot-rollability. To counteract the negative influence of copper on hot-rollability, 0.01% by weight of nickel can be alloyed with the steel. For economic reasons, the nickel content should remain limited to a maximum of 0.4% by weight, in particular a maximum of 0.10% by weight.
  • Molybdenum can optionally be added to improve process stability as it significantly slows down ferrite formation. From contents of 0.002% by weight, dynamic molybdenum-carbon clusters form up to ultra-fine molybdenum carbides on the grain boundaries, which significantly slow down the mobility of the grain boundary and thus diffusive phase transformations. In addition, molybdenum reduces the grain boundary energy, which reduces the nucleation rate of ferrite. Due to the high costs associated with an alloy of molybdenum, the content should be at most 1.0% by weight, preferably at most 0.1% by weight.
  • a particularly good resistance to aging can be achieved with steel flat products for which the difference ⁇ Re is at most 25 MPa.
  • a semi-finished product composed according to the alloy specified according to the invention for the flat steel product is made available.
  • This can be a slab produced in conventional continuous slab casting or in thin slab continuous casting.
  • step b) the semi-finished product is heated through at a temperature (T1) of 1100 - 1400 °C. If the semi-finished product has cooled down after casting, the semi-finished product is first reheated to 1100 - 1400 °C for thorough heating.
  • the through heating temperature should be at least 1100 °C to ensure good formability for the subsequent rolling process.
  • the heating temperature should not exceed 1400 °C in order to avoid molten phases in the semi-finished product.
  • the semi-finished product is pre-rolled into an intermediate product.
  • Thin slabs are usually not subjected to pre-rolling.
  • Thick slabs that are to be rolled into hot strip can be pre-rolled if necessary.
  • the temperature of the intermediate product (T2) at the end of rough rolling should be at least 1000°C so that the intermediate product contains enough heat for the subsequent finish rolling step.
  • high rolling temperatures can also promote grain growth during the rolling process, which adversely affects the mechanical properties of the flat steel product.
  • the temperature of the intermediate product at the end of rough rolling should not be more than 1200 °C.
  • step d) the slab or thin slab or, if step c) has been carried out, the intermediate product is rolled to form a hot-rolled flat steel product. If step c) has been carried out, the intermediate product is finish-rolled immediately after rough-rolling. Typically, finish rolling begins no later than 90 s after the end of rough rolling.
  • the slab, the thin slab or, if step c) has been carried out, the intermediate product are rolled at a finish rolling temperature (T3).
  • the final rolling temperature i.e. the temperature of the finished hot-rolled steel flat product at the end of the hot-rolling process, is 750 - 1000 °C.
  • the amount of free vanadium decreases because larger amounts of vanadium carbides are precipitated.
  • the vanadium carbides precipitated during finish rolling are very large. They typically have an average particle size of 30 nm or more and are no longer dissolved in subsequent annealing processes, such as those carried out before hot-dip coating.
  • the final rolling temperature is limited to a maximum of 1000 °C in order to prevent coarsening of the austenite grains.
  • final rolling temperatures of no more than 1000 °C are process-technically relevant for setting coiling temperatures (T4) below 700 °C.
  • the hot rolling of the steel flat product can take place as continuous hot strip rolling or as reversing rolling.
  • step e) provides for an optional coiling of the hot-rolled flat steel product.
  • the hot strip is cut to a within less than 50 s after hot rolling Coiling temperature (T4) cooled.
  • T4 hot rolling Coiling temperature
  • the coiling temperature (T4) should not exceed 700 °C to avoid the formation of large vanadium carbides. In principle, there is no lower limit on the coiling temperature. However, coiling temperatures of at least 500 °C have proven to be favorable for cold-rollability.
  • the coiled hot strip is then cooled in air to room temperature in a conventional manner.
  • step f the hot-rolled flat steel product is descaled in a conventional manner by pickling or by another suitable treatment.
  • the hot-rolled flat steel product that has been cleaned of scale can optionally be subjected to cold rolling before the annealing treatment in step g), in order, for example, to meet higher requirements for the thickness tolerances of the flat steel product.
  • the degree of cold rolling (KWG) should be at least 30% in order to introduce sufficient deformation energy into the steel flat product for rapid recrystallization.
  • the flat steel product before cold rolling is usually a hot strip with a hot strip thickness d.
  • the steel flat product after cold rolling is usually also referred to as cold strip.
  • the degree of cold rolling can assume very high values of over 90%. However, degrees of cold rolling of at most 80% have proven to be beneficial for avoiding strip cracks.
  • step h) the flat steel product is subjected to an annealing treatment at annealing temperatures (T5) of 650 - 900 °C.
  • T5 annealing temperatures
  • the flat steel product is first heated to the annealing temperature within 10 to 120 s and then held at the annealing temperature for 30 to 600 s.
  • the annealing temperature is at least 650°C, preferably at least 720°C to keep vanadium in solution.
  • vanadium carbide separates out at V contents of 0.002% by weight and temperatures above 650 °C, or vanadium carbides that have already formed no longer dissolve.
  • very fine vanadium carbides are thermodynamically unstable due to their high surface energy.
  • This effect is used in the present invention in order to bring vanadium into solution at temperatures of 650-900° C. or to keep already dissolved vanadium in solution, which has a positive effect on the aging resistance of the steel flat product.
  • annealing temperatures above 900 °C no improvement in aging resistance is achieved, which is why the annealing temperature is limited to 900 °C for economic reasons.
  • the flat steel product is cooled to a pre-cooling temperature (T6) after annealing in order to prepare it for the subsequent coating treatment.
  • the pre-cooling temperature is lower than the annealing temperature and is adjusted to the temperature of the coating bath.
  • the pre-cooling temperature is 600-800°C, preferably at least 640°C, particularly preferably at most 700°C.
  • the duration of the cooling of the annealed flat steel product from the annealing temperature T5 to the pre-cooling temperature T6 is preferably 10-180 s.
  • the flat steel product is subjected to a coating treatment.
  • the coating treatment is preferably carried out by continuous hot dip coating.
  • the coating can be applied to only one side, to both sides or to all sides of the steel flat product.
  • the coating treatment preferably takes place as a hot-dip coating process, in particular as a continuous process.
  • the steel flat product usually comes into contact with the molten bath on all sides, so that it is coated on all sides.
  • the melt bath which contains the alloy to be applied to the steel flat product in liquid form, typically has a temperature (T7) of 640 - 720 °C.
  • Aluminum-based alloys have proven to be particularly suitable for coating age-resistant flat steel products with an anti-corrosion coating.
  • the molten bath which contains the anti-corrosion coating to be applied to the flat steel product in liquid form, typically contains, in addition to aluminum, 3-15% by weight silicon, preferably 9-12% by weight silicon, up to 5% by weight iron and up to 0 .5% by weight of unavoidable impurities, the sum of the components present being 100% by weight.
  • Unavoidable impurities can be, for example, unavoidable proportions of chromium, manganese, calcium or tin.
  • the coated flat steel product is cooled to room temperature in step k).
  • the cooling rate is set in such a way that the largest possible proportion of supersaturated dissolved carbon can be bound by vanadium. Therefore, the average cooling rate (CR1) in a temperature range, which is optimal for the precipitation kinetics of vanadium, and which in steel flat products with composition according to the invention between 600°C and 450°C is at most 25 K/s, preferably at most 18 K/s, particularly preferably at most 12 K/s.
  • the average cooling rate (CR2) should therefore be between 400° C. and 220° C. at most 20 K/s, preferably 14 K/s, particularly preferably at most 9.5 K/s.
  • the free carbon of the steel flat product still has a sufficient diffusion rate for recombination with vanadium, which promotes the setting of free carbon.
  • the driving force for the growth of vanadium carbides is particularly high in this temperature range, which also binds free carbon. This applies in particular to V contents of 0.002-0.009% by weight.
  • the driving force for the formation of iron carbides which preferably nucleate on existing carbides of the micro-alloying elements such as vanadium, niobium or titanium, is particularly high.
  • the formation of iron carbides also binds free carbon, which has a positive effect on aging behavior.
  • the cooling rate has no significant influence on the aging resistance.
  • an average cooling rate of at most 25 K/s is preferred, and an average between 220° C. and room temperature Cooling rate set to a maximum of 20 K/s.
  • the average cooling rate is preferably at least 0.1 K/s in each of the individual temperature ranges.
  • the average cooling rate is understood to mean the average cooling rate, which results purely arithmetically from the quotient of the temperature difference of the cooling temperature range under consideration divided by the time required for cooling in this temperature range. For example, for a cooldown from a temperature TX to a temperature TY, this is: (TX-TY)/ ⁇ t, where TX is the temperature at the start of the cooldown in K, TY is the temperature at the end of the cooldown in K, and ⁇ t is the duration of the cooldown from TX on TY are in s.
  • the cooling can be carried out as slowly as desired, since the proportion of free carbon decreases continuously, which improves the tendency to age.
  • the cooling rate of the entire cooling process i.e. the cooling of the coated flat steel product after leaving the coating bath until it reaches room temperature, can be limited to values of typically at least 0.1 K/s.
  • An anti-corrosion coating applied to the steel substrate after cooling has taken place typically contains 3-15% by weight silicon, preferably 9-12% by weight silicon, particularly preferably 9-10% by weight silicon, up to 5% by weight iron, up to 0.5% by weight unavoidable impurities and balance aluminum.
  • Unavoidable impurities can be, for example, unavoidable proportions of chromium, manganese, calcium or tin.
  • the coating composition can be determined, for example, using glow discharge spectroscopy (GDOES).
  • the coated steel flat product can optionally be skin-passed with a skin-pass degree of up to 2% in order to improve the surface roughness of the steel flat product.
  • a steel flat product produced according to the invention is suitable for press hardening and has an anti-corrosion coating, a high uniform elongation Ag of at least 11.5% and a continuous yield point or a pronounced yield point in which the difference between the upper and lower yield point is at most 45 MPa .
  • the continuous yield point or the lower yield point is at least 380 MPa, preferably at least 400 MPa, in particular more than 400 MPa, and particularly preferably at least 410 MPa and very particularly preferably at least 420 MPa.
  • the flat steel product has a tensile strength of at least 540 MPa, particularly preferably at least 550 MPa and very particularly preferably at least 560 MPa.
  • the slabs were first pre-rolled into an intermediate product with a thickness of 40 mm, with the intermediate products, which can also be referred to as pre-strips in hot strip rolling, each having an intermediate product temperature T2 at the end of the pre-rolling phase.
  • the pre-strips were fed to finish-rolling immediately after rough-rolling, so that the intermediate product temperature T2 corresponds to the rolling start temperature for the finish-rolling phase.
  • the pre-strips were rolled out to hot strips with a final thickness of 3-7 mm and the respective final rolling temperatures T3 given in Table 2, cooled to the respective coiling temperature and wound up into coils at the respective coiling temperatures T4 and then cooled in still air.
  • the hot strips were descaled in a conventional manner by means of pickling before they were subjected to cold rolling with the cold rolling grades given in Table 2.
  • the cold-rolled flat steel products were heated in a continuous annealing furnace to an annealing temperature T5 and held at the annealing temperature for 100 s before being cooled to their respective pre-cooling temperature T6 at a cooling rate of 1 K/s.
  • the cold strips were passed through a molten coating bath at temperature T7 at their respective pre-cooling temperature T6.
  • the composition of the coating bath was as follows: 9% by weight Si, 2.9% by weight Fe, 87.8% by weight aluminum and the remainder unavoidable impurities.
  • the coated tapes were blown off in a conventional manner, producing a coating laydown of 150 g/m 2 .
  • the strips were first cooled to 600 °C at an average cooling rate of 10-15 K/s.
  • the strips were each cooled at the cooling rates CR1 and CR2 given in Table 2.
  • the strips were cooled at a cooling rate of 5 - 15 K/s.
  • the following material parameters were determined as part of the tensile test: the type of yield point, which is designated Re for a pronounced yield point and Rp for a continuous yield point, as well as the value for the yield point Rp0.2 in the case of a continuous yield point, and the values for in the case of a pronounced yield point the lower yield point ReL, the upper yield point ReH and the difference between the upper and lower yield point ⁇ Re, the tensile strength Rm, the uniform elongation Ag and the elongation at break A80. All specimens have a continuous yield point Rp or an only slightly pronounced yield point with a difference ⁇ Re between the upper and lower yield point of at most 41 MPa and a uniform elongation Ag of at least 11.5%.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • Oil, Petroleum & Natural Gas (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)

Abstract

Die Erfindung betrifft ein für ein Presshärten geeignetes, mit einer Legierung auf Aluminiumbasis beschichtetes Stahlflachprodukt. Der Stahl des Stahlflachprodukts besteht aus, in Gew.-%, C: 0,10 - 0,4 %, Si: 0,05 - 0,5 %, Mn: 0,5 - 3,0 %, Al: 0,01 - 0,2 %, Cr: 0,18 - 1,0 %, V: 0,002 - 0,009 %, P: ≤ 0,1 %, S: ≤ 0,05 %, N: ≤ 0,02 % sowie optional einem oder mehreren der Elemente "B, Ti, Nb, Ni, Cu, Mo, W" in Gehalten von B: 0,0005 - 0,01 %, Ti: 0,001 - 0,1 %, Nb: 0,001 - 0,1 %, Ni: 0,01 - 0,4 %, Cu: 0,01 - 0,8 %, Mo: 0,002 - 1,0 %, W: 0,001 - 1,0 %, Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen. Das Stahlflachprodukt weist eine Streckgrenze mit kontinuierlichem Verlauf (Rp0,2) oder eine Streckgrenze mit einer Differenz (ΔRe) zwischen oberem Streckgrenzenwert (ReH) und unterem Streckgrenzenwert (ReL) von höchstens 45 MPa auf und zeichnet sich durch eine gute Alterungsbeständigkeit aus. Für die Herstellung eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts wird eine erfindungsgemäß zusammengesetzte Bramme oder Dünnbramme bereitgestellt, die anschließend bei 1100 - 1400 °C durcherwärmt und dann, nach einem optionalen Vorwalzen, mit einer Endwalztemperatur (T3) von 750 - 1000 °C zu einem warmgewalzten Stahlflachprodukt warmgewalzt wird. Nach einem optionalen Haspeln und einem Entzundern kann das Stahlflachprodukt optional mit einem Kaltwalzgrad ≥ 30 % kaltgewalzt werden. Das warm- oder kaltgewalzte Stahlflachprodukt wird bei 650 - 900 °C geglüht, auf 600 - 800 °C abgekühlt und sodann mit einer Legierung auf Aluminiumbasis schmelztauchbeschichtet. Anschließend wird das beschichtete Stahlflachprodukt auf Raumtemperatur gekühlt, wobei die Abkühlung im Bereich von 600 - 450 °C mit einer mittleren Abkühlrate (CR1) ≤ 25 K/s und im Bereich von 400 - 220 °C mit einer mittleren Abkühlrate (CR2) ≤ 20 K/s erfolgt. Dabei ist die Abkühlrate im Bereich zwischen 400 - 220 °C geringer als im Bereich zwischen 600 - 450 °C. Abschließend kann das beschichtete Stahlflachprodukt optional dressiergewalzt werden.The invention relates to a steel flat product which is suitable for press hardening and is coated with an aluminum-based alloy. The steel of the steel flat product consists of, in % by weight, C: 0.10 - 0.4%, Si: 0.05 - 0.5%, Mn: 0.5 - 3.0%, Al: 0, 01 - 0.2%, Cr: 0.18 - 1.0%, V: 0.002 - 0.009%, P: ≤ 0.1%, S: ≤ 0.05%, N: ≤ 0.02% and optional one or more of the elements "B, Ti, Nb, Ni, Cu, Mo, W" in amounts of B: 0.0005 - 0.01%, Ti: 0.001 - 0.1%, Nb: 0.001 - 0.1 %, Ni: 0.01 - 0.4%, Cu: 0.01 - 0.8%, Mo: 0.002 - 1.0%, W: 0.001 - 1.0%, balance Fe and unavoidable impurities. The steel flat product has a continuous yield point (Rp0.2) or a yield point with a difference (ΔRe) between the upper yield point value (ReH) and the lower yield point value (ReL) of at most 45 MPa and is characterized by good aging resistance. For the production of a flat steel product according to the invention, a slab or thin slab composed according to the invention is provided, which is then thoroughly heated at 1100-1400° C. and then, after an optional pre-rolling, with a final rolling temperature (T3) of 750-1000° C., is hot-rolled to form a hot-rolled flat steel product . After optional coiling and descaling, the flat steel product can optionally be cold-rolled with a degree of cold rolling ≥ 30%. The hot or cold rolled steel flat product is annealed at 650 - 900 °C, cooled to 600 - 800 °C and then hot dip coated with an aluminium-based alloy. The coated flat steel product is then cooled to room temperature, with the cooling taking place in the range from 600 - 450 °C at an average cooling rate (CR1) ≤ 25 K/s and in the range from 400 - 220 °C at an average cooling rate (CR2) ≤ 20 K/s occurs. The cooling rate in the range between 400 - 220 °C is lower than in the range between 600 - 450 °C. Finally, the coated flat steel product can optionally be skin pass rolled.

Description

Die Erfindung betrifft ein für ein Presshärten geeignetes beschichtetes Stahlflachprodukt, welches eine besonders gute Alterungsbeständigkeit aufweist, sowie ein Verfahren zu seiner Herstellung.The invention relates to a coated flat steel product which is suitable for press hardening and has particularly good aging resistance, and a method for its production.

Wenn vorliegend von "Stahlflachprodukten" die Rede ist, so sind damit Stahlbänder, Stahlbleche oder daraus gewonnene Platinen und desgleichen gemeint. Unter Platinen werden in der Regel Blechtafeln verstanden, die komplexere Umrisse als die Stahlbänder oder Stahlbleche, aus denen sie hervorgehen, aufweisen können.When "flat steel products" are mentioned here, this means steel strips, steel sheets or blanks made from them and the like. Blanks are generally understood to be metal sheets, which can have more complex outlines than the steel strips or steel sheets from which they derive.

Im Karosseriebau werden Stähle eingesetzt, an die hohe Anforderungen hinsichtlich ihrer mechanischen Eigenschaften aber auch hinsichtlich ihres Verarbeitungsverhaltens gestellt werden. Ein Stahlflachprodukt, welches zu einem Stahlbauteil umgeformt wird, durchläuft verschiedene Fertigungsschritte. Unter anderem wird es kaltverformt. Dies kann zum Beispiel durch Richten, Schneiden oder Umformen geschehen. Ein gutes Kaltumformverhalten zeigt sich unter anderem in einer guten Maßhaltigkeit, Qualität der Schnittkanten und ebenmäßigere Oberfläche der kaltverformten Teile. Ein gutes Kaltumformverhalten wird durch Stähle mit einer niedrigen Streckgrenze und einer hohen Gleichmaßdehnung begünstigt. Als besonders günstig in der Verarbeitung erweisen sich dabei Stähle, deren Streckgrenze idealerweise kontinuierlich verläuft oder nur schwach ausgeprägt ist. Kontinuierlich verlaufende Streckgrenzen werden oftmals auch als Dehngrenzen bezeichnet.In body construction, steels are used that are subject to high demands in terms of their mechanical properties and processing behavior. A steel flat product, which is formed into a steel component, goes through various production steps. Among other things, it is cold-formed. This can be done, for example, by straightening, cutting or forming. Good cold-forming behavior is reflected, among other things, in good dimensional accuracy, quality of the cut edges and a more even surface of the cold-formed parts. Good cold forming behavior is favored by steels with a low yield point and high uniform elongation. Steels whose yield point ideally runs continuously or is only weakly pronounced have proven to be particularly favorable in terms of processing. Continuous yield points are often also referred to as yield points.

Die Alterung von Stahl wird durch freien Kohlenstoff im Ferrit hervorgerufen. Bei Temperaturen von über 300°C ist die Löslichkeit von Kohlenstoff in Ferrit deutlich größer als bei Raumtemperatur, sodass sich ein gewisser freier Kohlenstoffgehalt einstellt. Temperaturen von über 300°C werden in der Regel bei Beschichtungsprozessen wie zum Beispiel beim Schmelztauchbeschichten erreicht. Bei den für Beschichtungsprozesse typischen Temperatur- und Zeitverläufen kann somit Kohlenstoff im Stahl diffundieren. Der Anteil freien Kohlenstoffs bei Raumtemperatur ist dann deutlich größer als der Gleichgewichtsgehalt, da die Annäherung an das thermodynamische Gleichgewicht eine längere Zeitspanne benötigt, als während der auf die Beschichtung folgenden Abkühlung auf Raumtemperatur zur Verfügung stehen. Bei Raumtemperatur ist der Ferrit dann sehr stark mit Kohlenstoff übersättigt. Als interstitielles Legierungselement kann Kohlenstoff allerdings auch bei Raumtemperatur noch sehr langsam diffundieren und lagert sich an Fehlstellen, wie unter anderem auch an Versetzungen an. Dieses Phänomen wird auch als Alterung und die an den Fehlstellen angelagerten interstitiell gelösten Atome als Cottrell-Wolken bezeichnet. Die Versetzungen werden durch den Kohlenstoff blockiert, sodass sich eine ausgeprägte Streckgrenze ergibt, welche für eine Kaltumformung sehr unerwünscht ist. Unter anderem wird ein Richten des Stahlflachprodukts durch das diskontinuierliche Verformungsverhalten erschwert. Der erhöhte Verformungswiderstand führt zu einem erhöhten Werkzeugverschleiß beim Platinenbeschnitt und eine mögliche anschließende tiefziehende Kaltumformung führt zu einer unebenen, ungleichmäßigen Oberfläche. Insofern sollte eine Alterung des Stahls durch freien Kohlenstoff nach Möglichkeit verhindert oder zumindest abgemildert werden.Steel aging is caused by free carbon in ferrite. At temperatures above 300°C, the solubility of carbon in ferrite is significantly higher than at room temperature, so that a certain free carbon content is established. Temperatures of over 300°C are usually reached in coating processes such as hot dip coating. With the temperature and time profiles typical for coating processes, carbon can therefore diffuse in the steel. The proportion of free carbon at room temperature is then significantly greater than the equilibrium content, since the approach to thermodynamic equilibrium requires a longer period of time than is available during the cooling to room temperature following the coating. At room temperature, the ferrite is then very strongly supersaturated with carbon. However, as an interstitial alloying element, carbon can still diffuse very slowly even at room temperature and accumulates at defects, such as dislocations, among other things. This phenomenon is also referred to as aging and the interstitially dissolved atoms attached to the defects as Cottrell clouds. The dislocations are blocked by the carbon, resulting in a pronounced yield point, which is very undesirable for cold forming. Among other things, straightening the flat steel product is made more difficult by the discontinuous deformation behavior. The increased deformation resistance leads to increased tool wear during blank trimming and possible subsequent deep-drawing cold forming leads to an uneven, uneven surface. In this respect, aging of the steel due to free carbon should be prevented or at least mitigated as far as possible.

Aus EP 2848709 A1 ist ein Stahlflachprodukt bekannt, das aus einem Stahl gebildet wird, der 0,2-0,5 Gew.-% C, 0,5-3,0 Gew.-% Mn, 0,002-0,004 Gew.-% B sowie optional eines oder mehrere Elemente der Gruppe "Si, Cr, Al, Ti" in folgenden Gehalten enthält: 0,1-0,3 Gew.% Si, 0,1-0,5 Gew.-% Cr, 0,02-0,05 Gew.-% Al, 0,025-0,04 Gew.-% Ti. Das Stahlflachprodukt wird mit einem Korrosionsschutzüberzug beschichtet, der aus einer Aluminium-ZinkLegierung gebildet ist. Das beschichtete Stahlflachprodukt ist zur Herstellung eines Bauteils mittels Presshärten vorgesehen. Entsprechend beschaffene Stahlflachprodukte sind nur in geringem Maße alterungsbeständig und weisen nach dem Beschichten und Altern eine stark ausgeprägte Streckgrenze auf.the end EP 2848709 A1 discloses a steel flat product formed from a steel containing 0.2-0.5 wt% C, 0.5-3.0 wt% Mn, 0.002-0.004 wt% B and optionally one or more elements from the group "Si, Cr, Al, Ti" in the following contents: 0.1-0.3% by weight Si, 0.1-0.5% by weight Cr, 0.02-0. 05% by weight Al, 0.025-0.04% by weight Ti. The flat steel product is coated with an anti-corrosion coating formed from an aluminum-zinc alloy. The coated flat steel product is intended for the production of a component by means of press hardening. Correspondingly designed steel flat products are only slightly resistant to aging and have a very pronounced yield point after coating and aging.

Der Erfindung liegt die Aufgabe zu Grunde, ein für ein Presshärten geeignetes, beschichtetes Stahlflachprodukt mit einer guten Alterungsbeständigkeit sowie ein Verfahren zu dessen Herstellung zur Verfügung zu stellen.The object of the invention is to provide a coated steel flat product that is suitable for press hardening and has good aging resistance, as well as a method for its production.

Hinsichtlich des Stahlflachprodukts wird diese Aufgabe durch ein Stahlflachprodukt mit den in Anspruch 1 angegebenen Merkmalen gelöst. Vorteilhafte und bevorzugte Ausgestaltungen des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts sind in den auf Anspruch 1 rückbezogenen Ansprüchen angegeben. Hinsichtlich des Verfahrens ist die Aufgabe durch ein Verfahren mit den in Anspruch 10 genannten Merkmalen gelöst. Vorteilhafte und bevorzugte Ausgestaltungen des erfindungsgemäßen Verfahrens sind in den auf Anspruch 10 rückbezogenen Ansprüchen angegeben.With regard to the flat steel product, this object is achieved by a flat steel product having the features specified in claim 1 . Advantageous and preferred configurations of the flat steel product according to the invention are specified in the claims which refer back to claim 1 . With regard to the method, the object is achieved by a method having the features specified in claim 10. Advantageous and preferred configurations of the method according to the invention are specified in the claims which refer back to claim 10 .

Der Stahl eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts besteht neben Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen (in Gew.-%) aus 0,10 - 0,4 % C, 0,05 - 0,5 % Si, 0,5 - 3,0 % Mn, 0,01 - 0,2 % Al, 0,005 - 1,0 % Cr, 0,001 - 0,2 % V, ≤ 0,1 % P, ≤ 0,05 % S, ≤ 0,02 % N sowie optional einem oder mehreren der Elemente "B, Ti, Nb, Ni, Cu, Mo, W" in folgenden Gehalten: B: 0,0005 - 0,01 %, Ti: 0,001 -0,1 %, Nb: 0,001 - 0,1 %, Ni: 0,01 - 0,4 %, Cu: 0,01 - 0,8 %, Mo: 0,002 - 1,0 %, W: 0,001 - 1,0 %.The steel of a flat steel product according to the invention consists, in addition to iron and unavoidable impurities (in % by weight), of 0.10-0.4% C, 0.05-0.5% Si, 0.5-3.0% Mn, 0 0.01 - 0.2% Al, 0.005 - 1.0% Cr, 0.001 - 0.2% V, ≤ 0.1% P, ≤ 0.05% S, ≤ 0.02% N and optionally one or more the Elements "B, Ti, Nb, Ni, Cu, Mo, W" in the following contents: B: 0.0005 - 0.01%, Ti: 0.001 -0.1%, Nb: 0.001 - 0.1%, Ni : 0.01 - 0.4%, Cu: 0.01 - 0.8%, Mo: 0.002 - 1.0%, W: 0.001 - 1.0%.

Wenn vorliegend Angaben zu Legierungsgehalten und Zusammensetzungen gemacht werden, beziehen sich diese auf das Gewicht beziehungsweise die Masse, sofern nichts anderes ausdrücklich angegeben ist.If information on alloy contents and compositions is given here, this refers to the weight or the mass, unless otherwise expressly stated.

Kohlenstoff wirkt in erfindungsgemäßen Stahlflachprodukten verzögernd auf die Bildung von Ferrit und Bainit. Gleichzeitig wird Austenit stabilisiert und die Ac3-Temperatur verringert. Der Kohlenstoffgehalt des Stahls eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts ist auf 0,10 und 0,4 Gew.-% beschränkt. Ein Kohlenstoffgehalt von mindestens 0,10 Gew.-% ist erforderlich, um die Härtbarkeit des Stahlflachprodukts und die Zugfestigkeit des pressgehärteten Produkts mindestens 1000 MPa zu gewährleisten. Soll ein höheres Festigkeitsniveau angestrebt werden, so werden bevorzugt C-Gehalte von mindestens 0,15 Gew.-% eingestellt. Wird der C-Gehalt weiter angehoben auf Werte von mindestens 0,19 Gew.-%, insbesondere mindestens 0,205 Gew.-%, so kann überdies die Härtbarkeit verbessert werden, sodass das Stahlflachprodukt eine sehr gute Kombination aus Härtbarkeit und Festigkeit aufweist. Kohlenstoffgehalte größer 0,4 Gew.-% wirken sich jedoch nachteilig auf die mechanischen Eigenschaften des Stahlflachprodukts aus, da C-Gehalte größer 0,4 Gew.-% während des Presshärtens die Bildung spröden Martensits fördern. Durch hohe C-Gehalte kann darüber hinaus die Schweißbarkeit negativ beeinflusst werden. Um die Schweißbarkeit zu verbessern, kann der Kohlenstoffgehalt bevorzugt auf höchstens 0,3 Gew.-% eingestellt werden. Bei C-Gehalten von höchstens 0,25 Gew.-%, insbesondere höchstens 0,235 Gew.-% kann die Schweißbarkeit nochmals deutlich verbessert und zusätzlich ein gutes Verhältnis von Kraftaufnahme und maximalem Biegewinkel im Biegeversuch nach VDA238-100 im pressgehärteten Zustand erreicht werden.In steel flat products according to the invention, carbon acts to delay the formation of ferrite and bainite. At the same time, austenite is stabilized and the Ac3 temperature is reduced. The carbon content of the steel of a steel flat product according to the invention is limited to 0.10 and 0.4% by weight. A carbon content of at least 0.10% by weight is required to ensure the hardenability of the steel flat product and the tensile strength of the press-hardened product at least 1000 MPa. If a higher level of strength is to be aimed at, preference is given to setting C contents of at least 0.15% by weight. If the C content is further increased to values of at least 0.19% by weight, in particular at least 0.205% by weight, the hardenability can also be improved, so that the flat steel product has a very good combination of hardenability and strength. However, carbon contents greater than 0.4% by weight have a disadvantageous effect on the mechanical properties of the flat steel product, since C contents greater than 0.4% by weight promote the formation of brittle martensite during press hardening. High C contents can also have a negative impact on weldability. In order to improve weldability, the carbon content may preferably be adjusted to at most 0.3% by weight. With C contents of at most 0.25% by weight, in particular at most 0.235% by weight, the weldability can be significantly improved again and, in addition, a good ratio of force absorption and maximum bending angle in the bending test according to VDA238-100 can be achieved in the press-hardened state.

Silizium wird zur weiteren Erhöhung der Härtbarkeit des Stahlflachprodukts sowie der Festigkeit des pressgehärteten Produkts über Mischkristallverfestigung verwendet. Silizium ermöglicht außerdem den Einsatz von Ferro-Silizio-Mangan als Legierungsmittel, was sich begünstigend auf die Produktionskosten auswirkt. Ab einem Si-Gehalt von 0,05 Gew.-% stellt sich bereits ein Härtungseffekt ein. Ab einem Si-Gehalt von mindestens 0,15 Gew.-%, insbesondere mindestens 0,20 Gew.-% tritt ein signifikanter Anstieg der Festigkeit auf. Si-Gehalte oberhalb von 0,5 Gew.-% wirken sich nachteilig auf das Beschichtungsverhalten aus, insbesondere bei Al-basierten Beschichtungen. Si-Gehalte von höchstens 0,4 Gew.-%, insbesondere höchstens 0,30 Gew.-% werden bevorzugt eingestellt, um die Oberflächenqualität des beschichteten Stahlflachprodukts zu verbessern.Silicon is used to further increase the hardenability of the steel flat product as well as the strength of the press-hardened product via solid solution strengthening. Silicon also enables the use of ferro-silizio-manganese as an alloying agent, which has a beneficial effect on production costs. A hardening effect occurs from an Si content of 0.05% by weight. From an Si content of at least 0.15% by weight, in particular at least 0.20% by weight, there is a significant increase in strength. Si contents above 0.5% by weight have an adverse effect on the coating behavior, particularly in the case of Al-based coatings. Si contents of at most 0.4% by weight, in particular at most 0.30% by weight, are preferably set in order to improve the surface quality of the coated flat steel product.

Mangan wirkt als härtendes Element, indem es die Ferrit- und die Bainitbildung stark verzögert. Bei Mangangehalten kleiner 0,5 Gew.-% werden während des Presshärtens selbst bei sehr schnellen Abkühlgeschwindigkeiten Ferrit und Bainit gebildet, was vermieden werden sollte. Mn-Gehalte von mindestens 0,9 Gew.-%, insbesondere mindestens 1,10 Gew.-%, sind bevorzugt, wenn ein martensitisches Gefüge insbesondere in Bereichen größerer Umformung gewährleistet werden soll. Mangangehalte von mehr als 3,0 Gew.-% wirken sich nachteilig auf die Verarbeitungseigenschaften aus, weshalb der Mn-Gehalt erfindungsgemäßer Stahlflachprodukte auf höchstens 3,0 Gew.-% beschränkt ist. Vor allem die Schweißbarkeit ist stark eingeschränkt, weshalb der Mn-Gehalt bevorzugt auf höchstens 1,6 Gew.-% und insbesondere auf 1,30 Gew.-% beschränkt ist. Mangangehalte kleiner oder gleich 1,6 Gew.-% werden darüber hinaus auch aus ökonomischen Gründen bevorzugt.Manganese acts as a hardening element by greatly retarding the formation of ferrite and bainite. With manganese contents of less than 0.5% by weight, ferrite and bainite are formed during press hardening, even with very rapid cooling rates, which should be avoided. Mn contents of at least 0.9% by weight, in particular at least 1.10% by weight, are preferred if a martensitic structure is to be ensured, particularly in areas of greater deformation. Manganese contents of more than 3.0% by weight have an adverse effect on the processing properties, which is why the Mn content of flat steel products according to the invention is limited to a maximum of 3.0% by weight. Above all, the weldability is severely limited, which is why the Mn content is preferably limited to at most 1.6% by weight and in particular to 1.30% by weight. Manganese contents of less than or equal to 1.6% by weight are also preferred for economic reasons.

Aluminium wird als Desoxidationsmittel zur Abbindung von Sauerstoff eingesetzt. Zudem hemmt Aluminium die Zementitbildung. Zur sicheren Abbindung von Sauerstoff werden mindestens 0,01 Gew.-%, insbesondere mindestens 0,02 Gew.-%, Aluminium im Stahl benötigt. Da allerdings auch die Ac3-Temperatur deutlich mit steigendem Al-Legierungsgehalt nach oben verschoben wird, ist der Al-Gehalt auf 0,2 Gew.-% begrenzt. Ab einem Gehalt von 0,2 Gew.-% behindert Al die Umwandlung in den Austenit vor dem Presshärten zu stark, sodass die Austenitisierung nicht mehr zeit- und energieeffizient durchgeführt werden kann. Für übliche Ofentemperaturen zwischen 850 und 950°C, welche zum Austenitisieren vor dem Presshärten eingestellt werden, wird bevorzugt ein Al-Gehalt von höchstens 0,1 Gew.-%, insbesondere höchstens 0,05 Gew.-% eingestellt, um den Stahl vollständig zu austenitisieren.Aluminum is used as a deoxidizing agent to bind oxygen. Aluminum also inhibits cementite formation. At least 0.01% by weight, in particular at least 0.02% by weight, of aluminum in the steel is required for reliable binding of oxygen. However, since the Ac3 temperature is also clearly shifted upwards with increasing Al alloy content, the Al content is limited to 0.2% by weight. From a content of 0.2% by weight, Al hinders the transformation into austenite too much before press hardening, so that austenitizing can no longer be carried out in a time- and energy-efficient manner. For usual furnace temperatures between 850 and 950° C., which are set for austenitizing before press hardening, an Al content of at most 0.1% by weight, in particular at most 0.05% by weight, is preferably set in order to completely harden the steel to austenitize.

Chrom wird dem Stahl eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts in Gehalten von 0,005 - 1,0 Gew.-% zugegeben. Chrom beeinflusst die Härtbarkeit des Stahlflachprodukts, indem es die diffusive Umwandlung während des Presshärtens verlangsamt. Chrom wirkt in erfindungsgemäßen Stahlflachprodukten ab einem Gehalt von 0,005 Gew.-% günstig auf die Härtbarkeit, wobei ein Cr-Gehalt von mindestens 0,1 Gew.-%, insbesondere mindestens 0,18 Gew.-% für eine sichere Prozessführung, vor allem zur Verhinderung der Bainitbildung, bevorzugt wird. Enthält der Stahl mehr als 1,0 Gew.-% Chrom, so verschlechtert sich das Beschichtungsverhalten. Um eine gute Oberflächenqualität zu erhalten, kann der Cr-Gehalt bevorzugt auf höchstens 0,4 Gew.-%, insbesondere auf höchstens 0,28 Gew.-%, begrenzt sein.Chromium is added to the steel of a flat steel product according to the invention in amounts of 0.005-1.0% by weight. Chromium affects the hardenability of the flat steel product by slowing down the diffusive transformation during press hardening. In flat steel products according to the invention, chromium has a beneficial effect on the hardenability from a content of 0.005% by weight, with a Cr content of at least 0.1% by weight, in particular at least 0.18% by weight, for reliable process control, above all for preventing bainite formation, is preferred. If the steel contains more than 1.0% by weight of chromium, the coating behavior deteriorates. In order to obtain a good surface quality, the Cr content may preferably be limited to at most 0.4% by weight, particularly at most 0.28% by weight.

Chrom ist ein Karbidbildner und senkt als solcher den Anteil an im Stahlflachprodukt vorhandenem gelöstem Kohlenstoff. Dies trifft vor allem bei einer langsamen Abkühlung des Stahlflachprodukts mit Abkühlraten von höchstens 25 K/s oder höchstens 20 K/s zu, wie sie während des Abkühlens des beschichteten Stahlflachprodukts auf Raumtemperatur im Temperaturbereich zwischen 600°C und 450 °C oder im Temperaturbereich zwischen 400°C und 220 °C erfolgt. Die durch Chrom abgebundenen Kohlenstoffatome diffundieren nicht zu Versetzungen und blockieren diese nicht, sodass die Bildung einer ausgeprägten Streckgrenze reduziert oder ganz unterdrückt ist. Der Cr-Gehalt ist dabei so gewählt, dass bei Durchführung eines Beschichtungsprozesses vor dem Beschichten nur wenig Kohlenstoff durch Chrom abgebunden wird und die Bildung von Chromkarbiden vor allem während der nach dem Beschichten erfolgenden Abkühlung erfolgt. Die Chromkarbide stellen bevorzugte Keimstellen für andere Ausscheidungen wie zum Beispiel Vanadiumkarbide dar und umgekehrt. Dies führt zu einer schnelleren Abbindung des noch freien Kohlenstoffs, sodass die Bildung einer ausgeprägten Streckgrenze weiter reduziert oder ganz unterdrückt ist.Chromium is a carbide former and as such reduces the level of dissolved carbon present in steel flat products. This applies above all to slow cooling of the steel flat product with cooling rates of at most 25 K/s or at most 20 K/s, as occurs during the cooling of the coated steel flat product to room temperature in the temperature range between 600°C and 450°C or in the temperature range between 400°C and 220°C. The carbon atoms bound by chromium do not diffuse to dislocations and do not block them, so that the formation of a pronounced yield point is reduced or completely suppressed. The Cr content is selected in such a way that when a coating process is carried out before the coating, only a small amount of carbon is bound by chromium and the formation of chromium carbides takes place primarily during the cooling that takes place after the coating. The chromium carbides represent preferred nucleation sites for other precipitates such as vanadium carbides and vice versa. This leads to faster binding of the carbon that is still free, so that the formation of a pronounced yield point is further reduced or completely suppressed.

Vanadium (V) kommt im Stahl eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts eine besondere Bedeutung zu. Vanadium ist ein sehr kohlenstoffaffines Element. Wenn Vanadium frei, das heißt in ungebundenem oder gelöstem Zustand, vorliegt, kann es übersättigt gelösten Kohlenstoff in Form von Karbiden oder Clustern binden oder zumindest seine Diffusionsgeschwindigkeit verringern. Entscheidend ist dabei, dass V in gelöstem Zustand vorliegt. Überraschenderweise haben sich insbesondere sehr geringe V-Gehalte als besonders günstig für die Alterungsbeständigkeit erwiesen. Bei höheren V-Gehalten können sich schon bei höheren Temperaturen größere Vanadiumkarbide bilden, welche sich dann bei Temperaturen von 650-900°C, welche typisch für Durchlaufglühen von Schmelztauchbeschichtungsanlagen sind, nicht mehr auflösen. Schon kleinste Mengen Vanadium von 0,001 Gew.-% können bereits freien Kohlenstoff bei der Anlagerung an Versetzungen behindern. Ab einem V-Gehalt von 0,2 Gew.-% tritt keine Verbesserung der Alterungsbeständigkeit mehr durch Vanadium auf. Die alterungshemmende Wirkung von Vanadium ist bei Gehalten bis zu 0,009 Gew.-% besonders ausgeprägt, wobei sich ein maximaler Effekt ab einem bevorzugten Gehalt von 0,002 Gew.-% einstellt. Um die alterungshemmende Wirkung von Vanadium besonders sicher zu nutzen, kann der Vanadiumgehalt in einer bevorzugten Ausführung auf höchstens 0,004 Gew.-%, insbesondere auf höchstens 0,003 Gew.-% eingeschränkt werden. Bei Gehalten größer 0,009 Gew.-% bilden sich vermehrt Vanadiumkarbide. Vanadiumkarbide können ab einem Vanadiumgehalt im Stahl von 0,009 Gew.-% nicht bei Temperaturen von 700 bis 900 °C, welche zum Beispiel typisch für Glühtemperaturen in einer Schmelztauchbeschichtungsanlage sind, aufgelöst werden. Mit zunehmendem Vanadiumgehalt steht nicht unweigerlich mehr freies Vanadium zur Verfügung, da die Ausscheidungskinetik von Vanadiumkarbiden immer weiter beschleunigt wird, sodass die Vanadiumkarbide zwar größer und stabiler werden, der Anteil gelösten Vanadiums aber nicht weiter zunimmt. Dieser Effekt tritt insbesondere bei Gehalten von mehr als 0,030 Gew.-% auf, weshalb der Gehalt bevorzugt auf Werte von höchstens 0,030 Gew.-% eingestellt wird. Da Vanadium neben der Verringerung von Alterungseffekten auch zur Steigerung der Festigkeit durch Ausscheidungsverfestigung beiträgt, können höhere Gehalte von bis zu 0,2 Gew.-% bevorzugt zur Festigkeitssteigerung eingestellt werden. Der Vanadiumgehalt des Stahls eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts ist zum einen aus Kostengründen auf höchstens 0,2 Gew.-% beschränkt. Zum anderen bewirken höhere Gehalte keine wesentliche Verbesserung der mechanischen Eigenschaften.Vanadium (V) is of particular importance in the steel of a flat steel product according to the invention. Vanadium is an element with a very high affinity for carbon. When vanadium is free, that is, in an unbound or dissolved state, it can bind to supersaturated dissolved carbon in the form of carbides or clusters, or at least reduce its rate of diffusion. It is crucial that V is in the dissolved state. Surprisingly, very low V contents in particular have proven to be particularly favorable for resistance to aging. With higher V contents, larger vanadium carbides can form even at higher temperatures, which then no longer dissolve at temperatures of 650-900°C, which are typical for continuous annealing in hot-dip coating systems. Even the smallest amounts of vanadium of 0.001% by weight can prevent free carbon from adhering to dislocations. From a V salary From 0.2% by weight, vanadium no longer improves the aging resistance. The aging-inhibiting effect of vanadium is particularly pronounced at contents of up to 0.009% by weight, with a maximum effect occurring from a preferred content of 0.002% by weight. In order to use the aging-inhibiting effect of vanadium in a particularly reliable manner, the vanadium content can be restricted to a maximum of 0.004% by weight, in particular to a maximum of 0.003% by weight, in a preferred embodiment. At contents greater than 0.009% by weight, vanadium carbides are increasingly formed. From a vanadium content in the steel of 0.009% by weight, vanadium carbides cannot be dissolved at temperatures of 700 to 900° C., which are typical for annealing temperatures in a hot-dip coating plant, for example. With an increasing vanadium content, there is inevitably more free vanadium available, since the precipitation kinetics of vanadium carbides are accelerated further and further, so that the vanadium carbides become larger and more stable, but the proportion of dissolved vanadium does not increase any further. This effect occurs in particular with contents of more than 0.030% by weight, which is why the content is preferably adjusted to values of at most 0.030% by weight. Since vanadium, in addition to reducing aging effects, also contributes to increasing strength through precipitation hardening, higher contents of up to 0.2% by weight can preferably be used to increase strength. The vanadium content of the steel of a flat steel product according to the invention is limited to a maximum of 0.2% by weight for cost reasons. On the other hand, higher contents do not bring about any significant improvement in the mechanical properties.

Phosphor (P) und Schwefel (S) sind Elemente, die als Verunreinigungen durch Eisenerz in den Stahl eingeschleppt werden und nicht vollständig im großtechnischen Stahlwerksprozess beseitigt werden können. Der P-Gehalt und der S-Gehalt sollten so gering wie möglich gehalten werden, da sich die mechanischen Eigenschaften wie zum Beispiel die Kerbschlagarbeit mit zunehmendem P-Gehalt bzw. S-Gehalt verschlechtern. Ab P-Gehalten von 0,1 Gew.-% tritt zudem eine zunehmende Versprödung des Martensits auf, weshalb der P-Gehalt eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts auf höchstens 0,1 Gew.-%, insbesondere höchstens 0,02 Gew.-%, begrenzt ist. Der S-Gehalt eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts ist auf höchstens 0,05 Gew.-%, insbesondere höchstens 0,003 Gew.-%, begrenzt.Phosphorus (P) and sulfur (S) are elements that are introduced into steel as impurities from iron ore and cannot be completely eliminated in the large-scale steelworks process. The P content and the S content should be kept as low as possible, since the mechanical properties such as notched bar impact work deteriorate with increasing P content or S content. Above P contents of 0.1% by weight, increasing embrittlement of the martensite also occurs, which is why the P content of a flat steel product according to the invention is limited to at most 0.1% by weight, in particular at most 0.02% by weight is. The S content of a steel flat product according to the invention is limited to at most 0.05% by weight, in particular at most 0.003% by weight.

Stickstoff (N) ist aufgrund des Stahlfertigungsprozesses in geringen Mengen im Stahl vorhanden. Der N-Gehalt ist möglichst gering zu halten und sollte höchstens 0,02 Gew.-% betragen. Insbesondere bei Legierungen, die Bor enthalten, ist Stickstoff schädlich, da es durch die Bildung von Bornitriden den umwandlungsverzögernden Effekt von Bor verhindert, weshalb der Stickstoffgehalt in diesem Fall bevorzugt höchstens 0,01 Gew.-%, insbesondere höchstens 0,007 Gew.-%, betragen sollte.Nitrogen (N) is present in small amounts in steel due to the steel manufacturing process. The N content should be kept as low as possible and should not exceed 0.02% by weight. In particular in the case of alloys that contain boron, nitrogen is harmful because it prevents the transformation-retarding effect of boron through the formation of boron nitrides, which is why the nitrogen content in this case is preferably at most 0.01% by weight, in particular at most 0.007% by weight. should be.

Bor, Titan, Niob, Nickel, Kupfer, Molybdän und Wolfram können dem Stahl eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts jeweils einzeln oder in Kombination miteinander optional hinzulegiert werden.Boron, titanium, niobium, nickel, copper, molybdenum and tungsten can optionally be added to the steel of a flat steel product according to the invention, either individually or in combination with one another.

Bor kann optional hinzulegiert werden, um die Härtbarkeit des Stahlflachprodukts zu verbessern, indem auf den Austenitkorngrenzen angelagerte Boratome oder Borausscheidungen die Korngrenzenenergie verringern, wodurch die Nukleation von Ferrit während des Presshärtens unterdrückt wird. Ein deutlicher Effekt auf die Härtbarkeit tritt bei Gehalten von mindestens 0,0005 Gew.-%, insbesondere mindestens 0,0020 Gew.-% auf. Bei Gehalten über 0,01 Gew.-% bilden sich hingegen vermehrt Borkarbide, Bornitride oder Bornitrokarbide, welche wiederum bevorzugte Keimstellen für die Nukleation von Ferrit darstellen und den härtenden Effekt wieder absenken. Aus diesem Grund wird der Borgehalt auf höchstens 0,01 Gew.-%, insbesondere höchstens 0,0035 Gew.-% beschränkt. Bei einer Zulegierung von Bor wird bevorzugt auch Titan zur Abbindung von Stickstoff hinzulegiert. Der Ti-Gehalt sollte in diesem Fall bevorzugt mindestens das 3,42-fache des Gehalts an Stickstoff betragen.Boron can be optionally alloyed to improve the hardenability of the flat steel product by having boron atoms or boron precipitates attached to the austenite grain boundaries reduce the grain boundary energy, thereby suppressing the nucleation of ferrite during press hardening. A clear effect on hardenability occurs at contents of at least 0.0005% by weight, in particular at least 0.0020% by weight. At contents above 0.01% by weight, on the other hand, boron carbides, boron nitrides or boron nitrocarbides are increasingly formed, which in turn represent preferred nucleation sites for the nucleation of ferrite and the hardening effect lower again. For this reason, the boron content is limited to at most 0.01% by weight, in particular at most 0.0035% by weight. If boron is alloyed in, titanium is also preferably alloyed in to bind nitrogen. In this case, the Ti content should preferably be at least 3.42 times the nitrogen content.

Titan (Ti) ist ein Mikrolegierungselement, welches optional hinzulegiert werden kann, um zur Kornfeinung beizutragen. Außerdem bildet Titan mit Stickstoff grobe Titannitride, weshalb der Ti-Gehalt vergleichsweise gering gehalten werden soll. Titan bindet Stickstoff ab und ermöglicht Bor so, seine stark ferrithemmende Wirkung zu entfalten. Für eine ausreichende Abbindung von Stickstoff wird mindestens das 3,42-fache des Stickstoffgehalts benötigt, wobei mindestens 0,001 Gew.-% Ti, bevorzugt mindestens 0,023 Gew.-% Ti, für eine ausreichende Verfügbarkeit hinzugegeben werden sollten. Ab 0,1 Gew.-% Ti verschlechtert sich die Kaltwalzbarkeit und Rekristallisierbarkeit deutlich, weshalb größere Ti-Gehalte vermieden werden sollten. Um die Kaltwalzbarkeit zu verbessern, kann der Ti-Gehalt bevorzugt auf 0,038 Gew.-% beschränkt sein.Titanium (Ti) is a micro-alloying element that can optionally be alloyed to contribute to grain refinement. In addition, titanium forms coarse titanium nitrides with nitrogen, which is why the Ti content should be kept comparatively low. Titanium binds nitrogen and thus enables boron to unfold its strong ferrite-inhibiting effect. At least 3.42 times the nitrogen content is required for adequate binding of nitrogen, with at least 0.001% by weight Ti, preferably at least 0.023% by weight Ti, being added for sufficient availability. Above 0.1% by weight of Ti, the cold-rollability and recrystallizability deteriorate significantly, which is why larger Ti contents should be avoided. In order to improve cold rollability, the Ti content may preferably be limited to 0.038% by weight.

Niob (Nb) kann optional hinzulegiert werden, um ab einem Gehalt von 0,001 Gew.-% zur Kornfeinung beizutragen. Allerdings verschlechtert Niob die Rekristallisierbarkeit des Stahls. Bei einem Nb-Gehalt von über 0,1 Gew.-% lässt sich der Stahl nicht mehr in üblichen Durchlauföfen vor der Feuerbeschichtung rekristallisieren. Um das Risiko einer Verschlechterung der Rekristallisierbarkeit zu reduzieren, kann der Nb-Gehalt bevorzugt auf 0,003 Gew.-% beschränkt werden.Niobium (Nb) can optionally be alloyed to contribute to grain refinement from a content of 0.001% by weight. However, niobium degrades the recrystallizability of the steel. With an Nb content of more than 0.1% by weight, the steel can no longer be recrystallized in conventional continuous furnaces before hot-dip coating. In order to reduce the risk of deteriorating the recrystallizability, the Nb content may preferably be limited to 0.003% by weight.

Kupfer (Cu) kann optional hinzulegiert werden, um bei Zugaben von mindestens 0,01 Gew.-% die Härtbarkeit zu erhöhen. Darüber hinaus verbessert Kupfer den Widerstand gegen atmosphärische Korrosion unbeschichteter Bleche oder Schnittkanten. Ab einem Gehalt von 0,8 Gew.-% verschlechtert sich die Warmwalzbarkeit aufgrund niedrigschmelzender Cu-Phasen an der Oberfläche deutlich, weshalb der Cu-Gehalt auf höchstens 0,8 Gew.-%, bevorzugt höchstens 0,10 Gew.-% beschränkt ist.Copper (Cu) can optionally be alloyed to increase hardenability with additions of at least 0.01% by weight. In addition, copper improves resistance to atmospheric corrosion uncoated sheet metal or cut edges. From a content of 0.8% by weight, the hot-rollability deteriorates significantly due to low-melting Cu phases on the surface, which is why the Cu content is limited to at most 0.8% by weight, preferably at most 0.10% by weight is.

Nickel (Ni) stabilisiert die austenitische Phase und kann optional hinzulegiert werden, um die Ac3-Temperatur zu verringern und die Bildung von Ferrit und Bainit zu unterdrücken. Nickel hat darüber hinaus einen positiven Einfluss auf die Warmwalzbarkeit, insbesondere, wenn der Stahl Kupfer enthält. Kupfer verschlechtert die Warmwalzbarkeit. Um dem negativen Einfluss von Kupfer auf die Warmwalzbarkeit entgegenzuwirken, können dem Stahl 0,01 Gew.-% Nickel hinzulegiert werden. Aus ökonomischen Gründen sollte der Nickelgehalt auf höchstens 0,4 Gew.-%, insbesondere höchstens 0,10 Gew.-%, beschränkt bleiben.Nickel (Ni) stabilizes the austenitic phase and can optionally be alloyed to lower the Ac3 temperature and suppress the formation of ferrite and bainite. Nickel also has a positive effect on hot-rollability, especially when the steel contains copper. Copper degrades hot-rollability. To counteract the negative influence of copper on hot-rollability, 0.01% by weight of nickel can be alloyed with the steel. For economic reasons, the nickel content should remain limited to a maximum of 0.4% by weight, in particular a maximum of 0.10% by weight.

Molybdän (Mo) kann zur Verbesserung der Prozessstabilität optional hinzugegeben werden, da es die Ferritbildung deutlich verlangsamt. Ab Gehalten von 0,002 Gew.-% bilden sich dynamisch Molybdän-Kohlenstoff Cluster bis hin zu ultrafeinen Molybdänkarbiden auf den Korngrenzen, welche die Beweglichkeit der Korngrenze und somit diffusive Phasenumwandlungen deutlich verlangsamen. Außerdem wird durch Molybdän die Korngrenzenenergie verringert, was die Nukleationsrate von Ferrit verringert. Aufgrund der hohen Kosten, welche mit einer Legierung von Molybdän verbunden sind, sollte der Gehalt höchstens 1,0 Gew.-%, bevorzugt höchstens 0,1 Gew.-% betragen.Molybdenum (Mo) can optionally be added to improve process stability as it significantly slows down ferrite formation. From contents of 0.002% by weight, dynamic molybdenum-carbon clusters form up to ultra-fine molybdenum carbides on the grain boundaries, which significantly slow down the mobility of the grain boundary and thus diffusive phase transformations. In addition, molybdenum reduces the grain boundary energy, which reduces the nucleation rate of ferrite. Due to the high costs associated with an alloy of molybdenum, the content should be at most 1.0% by weight, preferably at most 0.1% by weight.

Wolfram (W) kann optional in Gehalten von 0,001 -1,0 Gew.-% zur Verlangsamung der Ferritbildung hinzulegiert werden. Ein positiver Effekt auf die Härtbarkeit ergibt sich bereits bei W-Gehalten von mindestens 0,001 Gew.-%. Aus Kostengründen wird maximal 1,0 Gew.-% Wolfram hinzulegiert. Ein erfindungsgemäßes Stahlflachprodukt weist nach dem Beschichten eine hohe Gleichmaßdehnung Ag von mindestens 11,5% auf. Die Streckgrenze eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts weist einen kontinuierlichen Verlauf oder nur eine geringe Ausprägung auf. Kontinuierlicher Verlauf bedeutet im Sinne der Erfindung, dass keine ausgeprägte Streckgrenze vorliegt. Eine Streckgrenze mit kontinuierlichem Verlauf kann auch als Dehngrenze Rp0,2 bezeichnet werden. Unter einer Streckgrenze mit geringer Ausprägung wird vorliegend eine ausgeprägte Streckgrenze verstanden, bei welcher die Differenz ΔRe zwischen oberem Streckgrenzenwert ReH und unterem Streckgrenzenwert ReL höchstens 45 MPa beträgt. Es gilt:

  • ΔRe = (ReH - ReL) ≤ 45 MPa mit ReH = obere Streckgrenze in MPa und
  • ReL = untere Streckgrenze in MPa.
Tungsten (W) can optionally be added in amounts of 0.001-1.0% by weight to slow down the formation of ferrite. A positive effect on hardenability is obtained even with W contents of at least 0.001% by weight. For cost reasons, a maximum of 1.0% by weight of tungsten is added. After coating, a flat steel product according to the invention has a high uniform elongation Ag of at least 11.5%. The yield point of a flat steel product according to the invention shows a continuous course or only a small extent. For the purposes of the invention, continuous progression means that there is no pronounced yield point. A continuous yield point can also be referred to as a yield point Rp0.2. In the present case, a low yield point is understood to mean a pronounced yield point in which the difference ΔRe between the upper yield point value ReH and the lower yield point value ReL is at most 45 MPa. The following applies:
  • ΔRe = (ReH - ReL) ≤ 45 MPa with ReH = upper yield point in MPa and
  • ReL = lower yield point in MPa.

Eine besonders gute Alterungsbeständigkeit lässt sich bei Stahlflachprodukten erzielen, für die die Differenz ΔRe höchstens 25 MPa beträgt.A particularly good resistance to aging can be achieved with steel flat products for which the difference ΔRe is at most 25 MPa.

Das erfindungsgemäße Verfahren zur Herstellung eines für ein Presshärten geeigneten beschichteten Stahlflachprodukts, welches eine besonders gute Alterungsbeständigkeit aufweist, umfasst folgende Arbeitsschritte:

  1. a) Zurverfügungstellen einer Bramme oder einer Dünnbramme, die aus (in Gew.-%) 0,10 - 0,4 % C, 0,05 - 0,5 % Si, 0,5 - 3,0 % Mn, 0,01 - 0,2 % Al, 0,005 - 1,0 % Cr, 0,001 - 0,2 % V, ≤ 0,1 % P, ≤ 0,05 % S, ≤ 0,02 % N sowie optional einem oder mehreren der Elemente "B, Ti, Nb, Ni, Cu, Mo, W" in folgenden Gehalten B: 0,0005 - 0,01 %, Ti: 0,001 - 0,1 %, Nb: 0,001 - 0,1 %, Ni: 0,01 - 0,4 %, Cu: 0,01 - 0,8 %, Mo: 0,002 - 1,0 %, W: 0,001 - 1,0 % und Rest Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen besteht;
  2. b) Durcherwärmen der Bramme oder Dünnbramme bei einer Temperatur (T1) von 1100 - 1400 °C;
  3. c) optionales Vorwalzen der durcherwärmten Bramme oder Dünnbramme zu einem Zwischenprodukt mit einer Zwischenprodukttemperatur (T2) von 1000 - 1200 °C;
  4. d) Warmwalzen zu einem warmgewalzten Stahlflachprodukt, wobei die Endwalztemperatur (T3) 750 - 1000 °C beträgt;
  5. e) optionales Haspeln des warmgewalzten Stahlflachprodukts, wobei die Haspeltemperatur (T4) höchstens 700 °C beträgt;
  6. f) Entzundern des warmgewalzten Stahlflachprodukts;
  7. g) optionales Kaltwalzen des Stahlflachprodukts, wobei der Kaltwalzgrad mindestens 30 % beträgt;
  8. h) Glühen des Stahlflachprodukts bei einer Glühtemperatur (T5) von 650 - 900 °C;
  9. i) Abkühlen des Stahlflachprodukts auf eine Vorkühltemperatur (T6), welche 600 - 800 °C beträgt;
  10. j) Beschichten des Stahlflachprodukts mit einem Korrosionsschutzüberzug;
  11. k) Abkühlen des beschichteten Stahlflachprodukts auf Raumtemperatur, wobei die Abkühlung im Temperaturbereich zwischen 600 °C und 450 °C mit einer mittleren Abkühlrate (CR1) von höchstens 25 K/s und im Temperaturbereich zwischen 400 °C und 220 °C mit einer mittleren Abkühlrate (CR2) von höchstens 20 K/s erfolgt;
  12. l) optionales Dressieren des beschichteten Stahlflachprodukts.
The method according to the invention for producing a coated flat steel product that is suitable for press hardening and has particularly good aging resistance comprises the following work steps:
  1. a) Providing a slab or a thin slab consisting of (in % by weight) 0.10 - 0.4% C, 0.05 - 0.5% Si, 0.5 - 3.0% Mn, 0. 01 - 0.2% Al, 0.005 - 1.0% Cr, 0.001 - 0.2% V, ≤ 0.1% P, ≤ 0.05% S, ≤ 0.02% N and optionally one or more of Elements "B, Ti, Nb, Ni, Cu, Mo, W" in the following contents B: 0.0005 - 0.01%, Ti: 0.001 - 0.1%, Nb: 0.001 - 0.1%, Ni: 0.01 - 0.4%, Cu: 0.01 - 0.8%, Mo: 0.002 - 1.0%, W: 0.001 - 1.0% and balance iron and unavoidable impurities;
  2. b) through heating of the slab or thin slab at a temperature (T1) of 1100 - 1400 °C;
  3. c) optional pre-rolling of the through-heated slab or thin slab into an intermediate product with an intermediate product temperature (T2) of 1000 - 1200 °C;
  4. d) hot-rolling into a hot-rolled steel flat product, the finish rolling temperature (T3) being 750 - 1000 °C;
  5. e) optional coiling of the hot-rolled steel flat product, the coiling temperature (T4) being at most 700 °C;
  6. f) descaling the hot-rolled flat steel product;
  7. g) optional cold rolling of the flat steel product, the degree of cold rolling being at least 30%;
  8. h) annealing of the steel flat product at an annealing temperature (T5) of 650 - 900 °C;
  9. i) cooling the flat steel product to a pre-cooling temperature (T6) which is 600 - 800 °C;
  10. j) coating the flat steel product with an anti-corrosion coating;
  11. k) Cooling of the coated flat steel product to room temperature, the cooling taking place in the temperature range between 600 °C and 450 °C with an average cooling rate (CR1) of at most 25 K/s and im temperature range between 400 °C and 220 °C with a mean cooling rate (CR2) of at most 20 K/s;
  12. l) optional skin-passing of the coated steel flat product.

In Arbeitsschritt a) wird ein entsprechend der erfindungsgemäß für das Stahlflachprodukt vorgegebenen Legierung zusammengesetztes Halbzeug zur Verfügung gestellt. Dies kann eine im konventionellen Brammenstrangguss oder im Dünnbrammenstrangguss erzeugte Bramme sein.In step a), a semi-finished product composed according to the alloy specified according to the invention for the flat steel product is made available. This can be a slab produced in conventional continuous slab casting or in thin slab continuous casting.

In Arbeitsschritt b) wird das Halbzeug bei einer Temperatur (T1) von 1100 - 1400 °C durcherwärmt. Sollte das Halbzeug nach dem Vergießen abgekühlt sein, so wird das Halbzeug zum Durcherwärmen zunächst auf 1100 - 1400 °C wiedererwärmt. Die Durcherwärmungstemperatur sollte mindestens 1100 °C betragen, um eine gute Verformbarkeit für den nachfolgenden Walzprozess sicherzustellen. Die Durcherwärmungstemperatur sollte nicht mehr als 1400 °C betragen, um Anteile schmelzflüssiger Phasen im Halbzeug zu vermeiden.In step b), the semi-finished product is heated through at a temperature (T1) of 1100 - 1400 °C. If the semi-finished product has cooled down after casting, the semi-finished product is first reheated to 1100 - 1400 °C for thorough heating. The through heating temperature should be at least 1100 °C to ensure good formability for the subsequent rolling process. The heating temperature should not exceed 1400 °C in order to avoid molten phases in the semi-finished product.

Im optionalen Arbeitsschritt c) wird das Halbzeug zu einem Zwischenprodukt vorgewalzt. Dünnbrammen werden üblicherweise keiner Vorwalzung unterzogen. Dickbrammen, die zu Warmbändern ausgewalzt werden sollen, können bei Bedarf einer Vorwalzung unterzogen werden. In diesem Fall sollte die Temperatur des Zwischenprodukts (T2) am Ende des Vorwalzens mindestens 1000 °C betragen, damit das Zwischenprodukt genügend Wärme für den nachfolgenden Arbeitsschritt des Fertigwalzens enthält. Hohe Walztemperaturen können jedoch auch ein Kornwachstum während des Walzvorgangs fördern, was sich nachteilig auf die mechanischen Eigenschaften des Stahlflachprodukts auswirkt. Um das Kornwachstum während des Walzvorgangs gering zu halten, soll die Temperatur des Zwischenprodukts am Ende des Vorwalzens nicht mehr als 1200 °C betragen.In the optional work step c), the semi-finished product is pre-rolled into an intermediate product. Thin slabs are usually not subjected to pre-rolling. Thick slabs that are to be rolled into hot strip can be pre-rolled if necessary. In this case, the temperature of the intermediate product (T2) at the end of rough rolling should be at least 1000°C so that the intermediate product contains enough heat for the subsequent finish rolling step. However, high rolling temperatures can also promote grain growth during the rolling process, which adversely affects the mechanical properties of the flat steel product. to grain growth during the rolling process, the temperature of the intermediate product at the end of rough rolling should not be more than 1200 °C.

In Arbeitsschritt d) wird die Bramme oder Dünnbramme oder, wenn Arbeitsschritt c) ausgeführt wurde, das Zwischenprodukt zu einem warmgewalzten Stahlflachprodukt gewalzt. Wurde Arbeitsschritt c) ausgeführt, so wird das Zwischenprodukt unmittelbar nach dem Vorwalzen fertiggewalzt. Typischerweise beginnt das Fertigwalzen spätestens 90 s nach dem Ende des Vorwalzens. Die Bramme, die Dünnbramme oder, wenn Arbeitsschritt c) ausgeführt wurde, das Zwischenprodukt werden bei einer Endwalztemperatur (T3) ausgewalzt. Die Endwalztemperatur, das heißt die Temperatur des fertig warmgewalzten Stahlflachprodukts am Ende des Warmwalzvorgangs, beträgt 750 - 1000 °C. Bei Endwalztemperaturen kleiner 750 °C nimmt die Menge an freiem Vanadium ab, da größere Mengen an Vanadiumkarbiden ausgeschieden werden. Die beim Fertigwalzen ausgeschiedenen Vanadiumkarbide sind sehr groß. Sie weisen typischerweise eine mittlere Korngröße von 30 nm oder mehr auf und werden in nachfolgenden Glühprozessen, wie sie zum Beispiel vor dem Schmelztauchbeschichten durchgeführt werden, nicht mehr aufgelöst. Die Endwalztemperatur ist auf Werte von höchstens 1000 °C begrenzt, um einer Vergröberung der Austenitkörner vorzubeugen. Außerdem sind Endwalztemperaturen von höchstens 1000 °C prozesstechnisch relevant zur Einstellung von Haspeltemperaturen (T4) kleiner 700°C.In step d), the slab or thin slab or, if step c) has been carried out, the intermediate product is rolled to form a hot-rolled flat steel product. If step c) has been carried out, the intermediate product is finish-rolled immediately after rough-rolling. Typically, finish rolling begins no later than 90 s after the end of rough rolling. The slab, the thin slab or, if step c) has been carried out, the intermediate product are rolled at a finish rolling temperature (T3). The final rolling temperature, i.e. the temperature of the finished hot-rolled steel flat product at the end of the hot-rolling process, is 750 - 1000 °C. At final rolling temperatures below 750 °C, the amount of free vanadium decreases because larger amounts of vanadium carbides are precipitated. The vanadium carbides precipitated during finish rolling are very large. They typically have an average particle size of 30 nm or more and are no longer dissolved in subsequent annealing processes, such as those carried out before hot-dip coating. The final rolling temperature is limited to a maximum of 1000 °C in order to prevent coarsening of the austenite grains. In addition, final rolling temperatures of no more than 1000 °C are process-technically relevant for setting coiling temperatures (T4) below 700 °C.

Das Warmwalzen des Stahlflachprodukts kann als kontinuierliches Warmbandwalzen oder als reversierendes Walzen erfolgen. Arbeitsschritt e) sieht für den Fall des kontinuierlichen Warmbandwalzens ein optionales Haspeln des warmgewalzten Stahlflachprodukts vor. Dazu wird das Warmband nach dem Warmwalzen innerhalb von weniger als 50 s auf eine Haspeltemperatur (T4) abgekühlt. Als Kühlmedium kann hierfür beispielsweise Wasser, Luft oder eine Kombination aus beidem verwendet werden. Die Haspeltemperatur (T4) sollte höchstens 700 °C betragen, um die Bildung großer Vanadiumkarbide zu vermeiden. Die Haspeltemperatur ist prinzipiell nicht nach unten beschränkt. Allerdings haben sich Haspeltemperaturen von mindestens 500 °C als günstig für die Kaltwalzbarkeit erwiesen. Anschließend wird das gehaspelte Warmband in konventioneller Weise an Luft auf Raumtemperatur abgekühlt.The hot rolling of the steel flat product can take place as continuous hot strip rolling or as reversing rolling. In the case of continuous hot strip rolling, step e) provides for an optional coiling of the hot-rolled flat steel product. To do this, the hot strip is cut to a within less than 50 s after hot rolling Coiling temperature (T4) cooled. For example, water, air or a combination of both can be used as a cooling medium for this purpose. The coiling temperature (T4) should not exceed 700 °C to avoid the formation of large vanadium carbides. In principle, there is no lower limit on the coiling temperature. However, coiling temperatures of at least 500 °C have proven to be favorable for cold-rollability. The coiled hot strip is then cooled in air to room temperature in a conventional manner.

In Arbeitsschritt f) wird das warmgewalzte Stahlflachprodukt in konventioneller Weise durch Beizen oder durch eine andere geeignete Behandlung entzundert.In step f), the hot-rolled flat steel product is descaled in a conventional manner by pickling or by another suitable treatment.

Das von Zunder gereinigte warmgewalzte Stahlflachprodukt kann vor der Glühbehandlung in Arbeitsschritt g) optional einem Kaltwalzen unterzogen werden, um beispielsweise höhere Anforderungen an die Dickentoleranzen des Stahlflachprodukts zu erfüllen. Der Kaltwalzgrad (KWG) sollte dabei mindestens 30 % betragen, um in das Stahlflachprodukt genügend Verformungsenergie für eine schnelle Rekristallisation einzubringen. Unter dem Kaltwalzgrad KWG wird dabei der Quotient aus der Dickenabnahme beim Kaltwalzen ΔdKW durch die Warmbanddicke d verstanden: KWG = Δ dKW / d

Figure imgb0001
mit ΔdKW = Dickenabnahme beim Kaltwalzen in mm und d = Warmbanddicke in mm, wobei sich die Dickenabnahme ΔdKW aus der Differenz der Dicke des Stahlflachprodukts vor dem Kaltwalzen zur Dicke des Stahlflachprodukts nach dem Kaltwalzen ergibt. Beim Stahlflachprodukt vor dem Kaltwalzen handelt es sich üblicherweise um ein Warmband der Warmbanddicke d. Das Stahlflachprodukt nach dem Kaltwalzen wird üblicherweise auch als Kaltband bezeichnet. Der Kaltwalzgrad kann prinzipiell sehr hohe Werte von über 90 % annehmen. Allerdings haben sich Kaltwalzgrade von höchstens 80 % als günstig zur Vermeidung von Bandrissen erwiesen.The hot-rolled flat steel product that has been cleaned of scale can optionally be subjected to cold rolling before the annealing treatment in step g), in order, for example, to meet higher requirements for the thickness tolerances of the flat steel product. The degree of cold rolling (KWG) should be at least 30% in order to introduce sufficient deformation energy into the steel flat product for rapid recrystallization. The degree of cold rolling KWG is the quotient of the reduction in thickness during cold rolling ΔdKW divided by the hot strip thickness d: KWG = Δ dKW / i.e
Figure imgb0001
 with ΔdKW = reduction in thickness during cold rolling in mm and d = hot strip thickness in mm, where the reduction in thickness ΔdKW results from the difference between the thickness of the flat steel product before cold rolling and the thickness of the flat steel product after cold rolling. The flat steel product before cold rolling is usually a hot strip with a hot strip thickness d. The steel flat product after cold rolling is usually also referred to as cold strip. In principle, the degree of cold rolling can assume very high values of over 90%. However, degrees of cold rolling of at most 80% have proven to be beneficial for avoiding strip cracks.

In Arbeitsschritt h) wird das Stahlflachprodukt einer Glühbehandlung bei Glühtemperaturen (T5) von 650 - 900 °C unterzogen. Dazu wird das Stahlflachprodukt zunächst innerhalb von 10 bis 120 s auf die Glühtemperatur erwärmt und dann 30 bis 600 s bei der Glühtemperatur gehalten. Die Glühtemperatur beträgt mindestens 650 °C, bevorzugt mindestens 720 °C, um Vanadium in Lösung zu halten. Thermodynamisch betrachtet scheidet sich bei V-Gehalten von 0,002 Gew.-% und Temperaturen oberhalb von 650 °C Vanadiumkarbid aus oder bereits gebildete Vanadiumkarbide lösen sich nicht mehr auf. Allerdings sind sehr feine Vanadiumkarbide aufgrund ihrer hohen Oberflächenenergie thermodynamisch instabil. Dieser Effekt wird in der vorliegenden Erfindung genutzt, um bei Temperaturen von 650 - 900 °C Vanadium in Lösung zu bringen oder bereits gelöstes Vanadium in Lösung zu halten, was sich positiv auf die Alterungsbeständigkeit des Stahlflachprodukts auswirkt. Bei Glühtemperaturen oberhalb von 900 °C wird keine Verbesserung der Alterungsbeständigkeit erreicht, weshalb die Glühtemperatur auch aus ökonomischen Gründen auf 900 °C beschränkt ist.In step h), the flat steel product is subjected to an annealing treatment at annealing temperatures (T5) of 650 - 900 °C. For this purpose, the flat steel product is first heated to the annealing temperature within 10 to 120 s and then held at the annealing temperature for 30 to 600 s. The annealing temperature is at least 650°C, preferably at least 720°C to keep vanadium in solution. From a thermodynamic point of view, vanadium carbide separates out at V contents of 0.002% by weight and temperatures above 650 °C, or vanadium carbides that have already formed no longer dissolve. However, very fine vanadium carbides are thermodynamically unstable due to their high surface energy. This effect is used in the present invention in order to bring vanadium into solution at temperatures of 650-900° C. or to keep already dissolved vanadium in solution, which has a positive effect on the aging resistance of the steel flat product. At annealing temperatures above 900 °C, no improvement in aging resistance is achieved, which is why the annealing temperature is limited to 900 °C for economic reasons.

In Arbeitsschritt i) wird das Stahlflachprodukt nach dem Glühen auf eine Vorkühltemperatur (T6) abgekühlt, um es für die anschließende Beschichtungsbehandlung vorzubereiten. Die Vorkühltemperatur ist kleiner als die Glühtemperatur und wird auf die Temperatur des Beschichtungsbads abgestimmt. Die Vorkühltemperatur beträgt 600 - 800 °C, bevorzugt mindestens 640 °C, besonders bevorzugt höchstens 700 °C. Die Dauer der Abkühlung des geglühten Stahlflachprodukts von der Glühtemperatur T5 auf die Vorkühltemperatur T6 beträgt bevorzugt 10 - 180 s.In step i), the flat steel product is cooled to a pre-cooling temperature (T6) after annealing in order to prepare it for the subsequent coating treatment. The pre-cooling temperature is lower than the annealing temperature and is adjusted to the temperature of the coating bath. The pre-cooling temperature is 600-800°C, preferably at least 640°C, particularly preferably at most 700°C. The duration of the cooling of the annealed flat steel product from the annealing temperature T5 to the pre-cooling temperature T6 is preferably 10-180 s.

Das Stahlflachprodukt wird in Arbeitsschritt j) einer Beschichtungsbehandlung unterzogen. Die Beschichtungsbehandlung erfolgt bevorzugt mittels kontinuierlichem Schmelztauchbeschichten. Die Beschichtung kann nur auf einer Seite, auf beiden Seiten oder auf allen Seiten des Stahlflachprodukts aufgebracht werden. Die Beschichtungsbehandlung erfolgt bevorzugt als Schmelztauchbeschichtungsprozess, insbesondere als kontinuierlicher Prozess. Dabei kommt das Stahlflachprodukt üblicherweise auf allen Seiten mit dem Schmelzenbad in Kontakt, sodass es allseits beschichtet wird. Das Schmelzenbad, das die auf das Stahlflachprodukt aufzubringende Legierung in flüssiger Form enthält, weist typischerweise eine Temperatur (T7) von 640 - 720 °C auf. Als zum Beschichten alterungsbeständiger Stahlflachprodukte mit einem Korrosionsschutzüberzug besonders geeignet haben sich Legierungen auf Aluminiumbasis erwiesen. Das Schmelzenbad, das den auf das Stahlflachprodukt aufzubringenden Korrosionsschutzüberzug in flüssiger Form enthält, enthält typischerweise neben Aluminium 3 - 15 Gew.-% Silizium, bevorzugt 9 - 12 Gew.-% Silizium, bis zu 5 Gew.-% Eisen und bis zu 0,5 Gew.-% unvermeidbare Verunreinigungen, wobei die Summe der vorliegenden Bestandteile 100 Gew.-% beträgt. Unvermeidbare Verunreinigungen können dabei beispielsweise unvermeidbare Anteile an Chrom, Mangan, Kalzium oder Zinn sein.In step j), the flat steel product is subjected to a coating treatment. The coating treatment is preferably carried out by continuous hot dip coating. The coating can be applied to only one side, to both sides or to all sides of the steel flat product. The coating treatment preferably takes place as a hot-dip coating process, in particular as a continuous process. The steel flat product usually comes into contact with the molten bath on all sides, so that it is coated on all sides. The melt bath, which contains the alloy to be applied to the steel flat product in liquid form, typically has a temperature (T7) of 640 - 720 °C. Aluminum-based alloys have proven to be particularly suitable for coating age-resistant flat steel products with an anti-corrosion coating. The molten bath, which contains the anti-corrosion coating to be applied to the flat steel product in liquid form, typically contains, in addition to aluminum, 3-15% by weight silicon, preferably 9-12% by weight silicon, up to 5% by weight iron and up to 0 .5% by weight of unavoidable impurities, the sum of the components present being 100% by weight. Unavoidable impurities can be, for example, unavoidable proportions of chromium, manganese, calcium or tin.

Nach der Beschichtungsbehandlung wird das beschichtete Stahlflachprodukt in Arbeitsschritt k) auf Raumtemperatur abgekühlt. Die Abkühlrate wird dabei derart eingestellt, dass ein möglichst großer Anteil übersättigt gelösten Kohlenstoffs durch Vanadium abgebunden werden kann. Darum soll die mittlere Abkühlrate (CR1) in einem Temperaturbereich, welcher optimal für die Ausscheidungskinetik von Vanadium ist, und welcher bei Stahlflachprodukten mit erfindungsgemäßer Zusammensetzung zwischen 600°C und 450 °C liegt, höchstens 25 K/s, bevorzugt höchstens 18 K/s, besonders bevorzugt höchstens 12 K/s betragen.After the coating treatment, the coated flat steel product is cooled to room temperature in step k). The cooling rate is set in such a way that the largest possible proportion of supersaturated dissolved carbon can be bound by vanadium. Therefore, the average cooling rate (CR1) in a temperature range, which is optimal for the precipitation kinetics of vanadium, and which in steel flat products with composition according to the invention between 600°C and 450°C is at most 25 K/s, preferably at most 18 K/s, particularly preferably at most 12 K/s.

Der Umfang, in welchem freier Kohlenstoff durch Vanadium abgebunden wird, nimmt zu, wenn die Abkühlung in einem Temperaturbereich zwischen 400°C und 220 °C mit einer geringeren Abkühlrate erfolgt als im Temperaturbereich zwischen 600°C und 450 °C. Die mittlere Abkühlrate (CR2) sollte deshalb zwischen 400°C und 220 °C höchstens 20 K/s, bevorzugt 14 K/s, besonders bevorzugt höchstens 9,5 K/s betragen. Im Temperaturbereich zwischen 400°C und 220 °C besitzt der freie Kohlenstoff des Stahlflachprodukts noch eine zur Rekombination mit Vanadium ausreichende Diffusionsgeschwindigkeit, was das Abbinden freien Kohlenstoffs begünstigt. Außerdem ist in diesem Temperaturbereich die Triebkraft für das Wachstum von Vanadiumkarbiden besonders hoch, wodurch ebenfalls freier Kohlenstoff gebunden wird. Dies gilt insbesondere für V-Gehalte von 0,002-0,009 Gew.-%.The extent to which free carbon is bound by vanadium increases when cooling occurs at a lower cooling rate in a temperature range between 400°C and 220°C than in the temperature range between 600°C and 450°C. The average cooling rate (CR2) should therefore be between 400° C. and 220° C. at most 20 K/s, preferably 14 K/s, particularly preferably at most 9.5 K/s. In the temperature range between 400°C and 220°C, the free carbon of the steel flat product still has a sufficient diffusion rate for recombination with vanadium, which promotes the setting of free carbon. In addition, the driving force for the growth of vanadium carbides is particularly high in this temperature range, which also binds free carbon. This applies in particular to V contents of 0.002-0.009% by weight.

Darüber hinaus ist im Temperaturbereich zwischen 400°C und 220 °C die Triebkraft für die Bildung von Eisenkarbiden, welche bevorzugt an bereits vorhandenen Karbiden der Mikrolegierungselemente wie Vanadium, Niob oder Titan keimen, besonders hoch. Durch die Bildung von Eisenkarbiden wird ebenfalls freier Kohlenstoff gebunden, was sich günstig auf das Alterungsverhalten auswirkt.In addition, in the temperature range between 400°C and 220°C, the driving force for the formation of iron carbides, which preferably nucleate on existing carbides of the micro-alloying elements such as vanadium, niobium or titanium, is particularly high. The formation of iron carbides also binds free carbon, which has a positive effect on aging behavior.

Im Temperaturbereich zwischen der Glühtemperatur und 600°C, zwischen 450°C und 400°C sowie zwischen 220°C und Raumtemperatur hat die Abkühlrate keinen wesentlichen Einfluss auf die Alterungsbeständigkeit. Aus prozesstechnischen Gründen wird zwischen der Glühtemperatur und 600°C sowie zwischen 450°C und 400°C bevorzugt eine mittlere Abkühlrate von höchstens 25 K/s und zwischen 220°C und Raumtemperatur eine mittlere Abkühlrate von höchstens 20 K/s eingestellt. Aus ökonomischen Gründen beträgt die mittlere Abkühlrate bevorzugt in den einzelnen Temperaturbereichen jeweils mindestens 0,1 K/s. Unter der mittleren Abkühlrate wird vorliegend die durchschnittliche Abkühlrate verstanden, die sich rein rechnerisch aus dem Quotienten der Temperaturdifferenz des betrachteten Abkühltemperaturbereichs durch die für die Abkühlung in diesem Temperaturbereich benötigte Zeit ergibt. Dies ist beispielsweise für eine Abkühlung von einer Temperatur TX auf eine Temperatur TY: (TX-TY)/Δt, wobei TX die Temperatur zu Beginn der Abkühlung in K, TY die Temperatur am Ende der Abkühlung in K und Δt die Dauer der Abkühlung von TX auf TY in s sind.In the temperature range between the annealing temperature and 600°C, between 450°C and 400°C and between 220°C and room temperature, the cooling rate has no significant influence on the aging resistance. For process engineering reasons, between the annealing temperature and 600° C. and between 450° C. and 400° C., an average cooling rate of at most 25 K/s is preferred, and an average between 220° C. and room temperature Cooling rate set to a maximum of 20 K/s. For economic reasons, the average cooling rate is preferably at least 0.1 K/s in each of the individual temperature ranges. In the present case, the average cooling rate is understood to mean the average cooling rate, which results purely arithmetically from the quotient of the temperature difference of the cooling temperature range under consideration divided by the time required for cooling in this temperature range. For example, for a cooldown from a temperature TX to a temperature TY, this is: (TX-TY)/Δt, where TX is the temperature at the start of the cooldown in K, TY is the temperature at the end of the cooldown in K, and Δt is the duration of the cooldown from TX on TY are in s.

Prinzipiell kann die Abkühlung beliebig langsam durchgeführt werden, da der Anteil freien Kohlenstoffs kontinuierlich abnimmt, was die Alterungsneigung verbessert. Aufgrund technischer Gegebenheiten und aus wirtschaftlichen Gründen kann die Abkühlrate des gesamten Abkühlprozesses, das heißt der Abkühlung des beschichteten Stahlflachprodukts nach Austritt aus dem Beschichtungsbad bis zum Erreichen der Raumtemperatur, nach unten begrenzt werden auf Werte von typischerweise mindestens 0,1 K/s.In principle, the cooling can be carried out as slowly as desired, since the proportion of free carbon decreases continuously, which improves the tendency to age. For technical reasons and for economic reasons, the cooling rate of the entire cooling process, i.e. the cooling of the coated flat steel product after leaving the coating bath until it reaches room temperature, can be limited to values of typically at least 0.1 K/s.

Ein nach erfolgter Abkühlung auf dem Stahlsubstrat aufliegender Korrosionsschutzüberzug enthält typischerweise 3 - 15 Gew.-% Silizium, bevorzugt 9 - 12 Gew.-% Silizium, besonders bevorzugt 9-10 Gew.-% Silizium, bis zu 5 Gew.-% Eisen, bis zu 0,5 Gew.-% unvermeidbare Verunreinigungen und Rest Aluminium. Unvermeidbare Verunreinigungen können dabei beispielsweise unvermeidbare Anteile an Chrom, Mangan, Kalzium oder Zinn sein. Die Überzugszusammensetzung kann beispielsweise mit Hilfe der Glimmentladungsspektroskopie (GDOES) bestimmt werden.An anti-corrosion coating applied to the steel substrate after cooling has taken place typically contains 3-15% by weight silicon, preferably 9-12% by weight silicon, particularly preferably 9-10% by weight silicon, up to 5% by weight iron, up to 0.5% by weight unavoidable impurities and balance aluminum. Unavoidable impurities can be, for example, unavoidable proportions of chromium, manganese, calcium or tin. The coating composition can be determined, for example, using glow discharge spectroscopy (GDOES).

Das beschichtete Stahlflachprodukt kann optional einem Dressieren mit einem Dressiergrad von bis zu 2% unterzogen werden, um die Oberflächenrauhigkeit des Stahlflachprodukts zu verbessern.The coated steel flat product can optionally be skin-passed with a skin-pass degree of up to 2% in order to improve the surface roughness of the steel flat product.

Ein erfindungsgemäß erzeugtes Stahlflachprodukt ist für ein Presshärten geeignet und weist einen Korrosionsschutzüberzug, eine hohe Gleichmaßdehnung Ag von mindestens 11,5% sowie eine kontinuierliche Streckgrenze oder eine ausgeprägte Streckgrenze, bei welcher die Differenz zwischen der oberen und der unteren Streckgrenze höchstens 45 MPa beträgt, auf.A steel flat product produced according to the invention is suitable for press hardening and has an anti-corrosion coating, a high uniform elongation Ag of at least 11.5% and a continuous yield point or a pronounced yield point in which the difference between the upper and lower yield point is at most 45 MPa .

In einer bevorzugten Ausführung beträgt die kontinuierliche Streckgrenze beziehungsweise die untere Streckgrenze mindestens 380 MPa, bevorzugt mindestens 400 MPa, insbesondere mehr als 400 MPa, und besonders bevorzugt mindestens 410 MPa und ganz besonders bevorzugt mindestens 420 MPa.In a preferred embodiment, the continuous yield point or the lower yield point is at least 380 MPa, preferably at least 400 MPa, in particular more than 400 MPa, and particularly preferably at least 410 MPa and very particularly preferably at least 420 MPa.

In einer weiteren bevorzugten Ausführung weist das Stahlflachprodukt eine Zugfestigkeit von mindestens 540 MPa, besonders bevorzugt mindestens 550 MPa und ganz besonders bevorzugt mindestens 560 MPa auf.In a further preferred embodiment, the flat steel product has a tensile strength of at least 540 MPa, particularly preferably at least 550 MPa and very particularly preferably at least 560 MPa.

Im Folgenden wird die Erfindung anhand von Ausführungs-beispielen näher erläutert.The invention is explained in more detail below using exemplary embodiments.

Zum Nachweis der Wirkung der Erfindung wurden mehrere Versuche durchgeführt. Dafür wurden Brammen mit den in Tabelle 1 angegebenen Zusammensetzungen mit einer Dicke von 200-280 mm und Breite von 1000-1200 mm erzeugt, in einem Stoßofen auf eine jeweilige Temperatur T1 aufgeheizt und zwischen 30 und 450 min auf T1 gehalten, bis die Temperatur T1 im Kern der Brammen erreicht war und die Brammen somit durcherwärmt waren. Die Herstellungsparameter sind in Tabelle 2 angegeben. Die Brammen wurden mit ihrer jeweiligen Durcherwärmungstemperatur T1 aus dem Stoßofen ausgetragen und einem Warmwalzen unterzogen. Die Versuche wurden als kontinuierliche Warmbandwalzung ausgeführt. Dazu wurden die Brammen zunächst zu einem Zwischenprodukt der Dicke 40 mm vorgewalzt, wobei die Zwischenprodukte, welche bei der Warmbandwalzung auch als Vorbänder bezeichnet werden können, am Ende der Vorwalzphase jeweils eine Zwischenprodukttemperatur T2 aufwiesen. Die Vorbänder wurden unmittelbar nach der Vorwalzung dem Fertigwalzen zugeführt, sodass die Zwischenprodukttemperatur T2 der Walzanfangstemperatur für die Fertigwalzphase entspricht. Die Vorbänder wurden zu Warmbänder mit einer Enddicke von 3-7 mm und den in Tabelle 2 angegebenen jeweiligen Endwalztemperaturen T3 ausgewalzt, auf die jeweilige Haspeltemperatur abgekühlt und bei den jeweiligen Haspeltemperaturen T4 zu Coils aufgewickelt und dann in ruhender Luft abgekühlt. Die Warmbänder wurden in konventioneller Weise mittels Beizen entzundert, bevor sie einem Kaltwalzen mit den in Tabelle 2 angegebenen Kaltwalzgraden unterzogen wurden. Die kaltgewalzten Stahlflachprodukte wurden in einem Durchlaufglühofen auf eine jeweilige Glühtemperatur T5 erwärmt und für jeweils 100 s auf Glühtemperatur gehalten, bevor sie mit einer Abkühlrate von 1 K/s auf ihre jeweilige Vorkühltemperatur T6 abgekühlt wurden. Die Kaltbänder wurden mit ihrer jeweiligen Vorkühltemperatur T6 durch ein schmelzflüssiges Beschichtungsbad der Temperatur T7 geführt. Die Zusammensetzung des Beschichtungsbads war dabei folgende: 9 Gew.-% Si, 2,9 Gew.-% Fe, 87,8 Gew.-% Aluminium und Rest unvermeidbare Verunreinigungen. Nach dem Beschichten wurden die beschichteten Bänder auf konventionelle Weise abgeblasen, wodurch eine Auflage der Beschichtung von 150g/m2 erzeugt wurde. Die Bänder wurden zunächst mit einer mittleren Abkühlrate von 10-15 K/s auf 600 °C abgekühlt. Im weiteren Abkühlverlauf zwischen 600 °C und 450 °C und zwischen 400 °C und 220 °C wurden die Bänder jeweils mit den in Tabelle 2 angegebenen Abkühlraten CR1 und CR2 abgekühlt. Zwischen 450 °C und 400 °C und unterhalb von 220 °C wurden die Bänder mit einer Abkühlrate von jeweils 5 - 15 K/s abgekühlt.Several tests were carried out to demonstrate the effect of the invention. For this purpose, slabs with the compositions given in Table 1 with a thickness of 200-280 mm and a width of 1000-1200 mm were produced, heated to a respective temperature T1 in a pusher furnace and held at T1 for between 30 and 450 minutes until the temperature T1 was reached in the core of the slabs and the slabs were thus heated through were. The manufacturing parameters are given in Table 2. The slabs were discharged from the pusher furnace at their respective soaking temperature T1 and subjected to hot rolling. The tests were carried out as continuous hot strip rolling. For this purpose, the slabs were first pre-rolled into an intermediate product with a thickness of 40 mm, with the intermediate products, which can also be referred to as pre-strips in hot strip rolling, each having an intermediate product temperature T2 at the end of the pre-rolling phase. The pre-strips were fed to finish-rolling immediately after rough-rolling, so that the intermediate product temperature T2 corresponds to the rolling start temperature for the finish-rolling phase. The pre-strips were rolled out to hot strips with a final thickness of 3-7 mm and the respective final rolling temperatures T3 given in Table 2, cooled to the respective coiling temperature and wound up into coils at the respective coiling temperatures T4 and then cooled in still air. The hot strips were descaled in a conventional manner by means of pickling before they were subjected to cold rolling with the cold rolling grades given in Table 2. The cold-rolled flat steel products were heated in a continuous annealing furnace to an annealing temperature T5 and held at the annealing temperature for 100 s before being cooled to their respective pre-cooling temperature T6 at a cooling rate of 1 K/s. The cold strips were passed through a molten coating bath at temperature T7 at their respective pre-cooling temperature T6. The composition of the coating bath was as follows: 9% by weight Si, 2.9% by weight Fe, 87.8% by weight aluminum and the remainder unavoidable impurities. After coating, the coated tapes were blown off in a conventional manner, producing a coating laydown of 150 g/m 2 . The strips were first cooled to 600 °C at an average cooling rate of 10-15 K/s. In the further course of cooling between 600 °C and 450 °C and between 400 °C and 220 °C the strips were each cooled at the cooling rates CR1 and CR2 given in Table 2. Between 450 °C and 400 °C and below 220 °C, the strips were cooled at a cooling rate of 5 - 15 K/s.

Nach dem Abkühlen auf Raumtemperatur wurden aus den abgekühlten Stahlbändern gemäß DIN EN ISO 6892-1:2009-12 Proben quer zur Walzrichtung entnommen. Die Proben wurden gemäß DIN EN ISO 6892-1:2009-12 einer Zugprüfung unterzogen. In Tabelle 3 sind die Ergebnisse der Zugprüfung angegeben. Im Rahmen der Zugprüfung wurden folgende Materialkennwerte ermittelt: die Streckgrenzenart, welche mit Re für eine ausgeprägte Streckgrenze und mit Rp für eine kontinuierliche Streckgrenze bezeichnet ist, sowie bei einer kontinuierlichen Streckgrenze der Wert für die Dehngrenze Rp0,2, bei einer ausgeprägten Streckgrenze die Werte für die untere Streckgrenze ReL, die obere Streckgrenze ReH und die Differenz von oberer und unterer Streckgrenze ΔRe, die Zugfestigkeit Rm, die Gleichmaßdehnung Ag und die Bruchdehnung A80. Alle Proben weisen eine kontinuierliche Streckgrenze Rp oder eine nur geringfügig ausgeprägte Streckgrenze mit einem Unterschied ΔRe zwischen oberer und unterer Streckgrenze von höchstens 41 MPa und einer Gleichmaßdehnung Ag von mindestens 11,5 % auf. Dabei liegt für die Proben 8, 12 - 17, 19, 21, 22 und 24 eine kontinuierliche Streckgrenze Rp und für die Proben 1 - 7, 9 - 11, 18, 20 und 23 eine ausgeprägte Streckgrenze Re vor. Der in Tabelle 3 für die Proben 1 - 7, 9 - 11, 18, 20 und 23 mit ausgeprägter Streckgrenze angegebene Streckgrenzenwert ist der im Rahmen der Zugprüfung ermittelte Wert für die untere Streckgrenze ReL. Der in Tabelle 3 für die Proben 8, 12 - 17, 19, 21, 22 und 24 mit kontinuierlicher Streckgrenze angegebene Wert ist der im Rahmen der Zugprüfung ermittelte Wert für die Dehngrenze Rp0,2.After cooling to room temperature, samples were taken from the cooled steel strips in accordance with DIN EN ISO 6892-1:2009-12 transversely to the rolling direction. The samples were subjected to a tensile test in accordance with DIN EN ISO 6892-1:2009-12. Table 3 gives the results of the tensile test. The following material parameters were determined as part of the tensile test: the type of yield point, which is designated Re for a pronounced yield point and Rp for a continuous yield point, as well as the value for the yield point Rp0.2 in the case of a continuous yield point, and the values for in the case of a pronounced yield point the lower yield point ReL, the upper yield point ReH and the difference between the upper and lower yield point ΔRe, the tensile strength Rm, the uniform elongation Ag and the elongation at break A80. All specimens have a continuous yield point Rp or an only slightly pronounced yield point with a difference ΔRe between the upper and lower yield point of at most 41 MPa and a uniform elongation Ag of at least 11.5%. There is a continuous yield point Rp for samples 8, 12 - 17, 19, 21, 22 and 24 and a pronounced yield point Re for samples 1 - 7, 9 - 11, 18, 20 and 23. The yield point value given in Table 3 for specimens 1 - 7, 9 - 11, 18, 20 and 23 with a pronounced yield point is the value determined in the course of the tensile test for the lower yield point ReL. The value given in Table 3 for samples 8, 12 - 17, 19, 21, 22 and 24 with continuous yield point is the value for the yield point Rp0.2 determined in the course of the tensile test.

Die hier offenbarte Erfindung ist durch folgende Sätze charakterisiert:
i) Es handelt sich um ein für ein Presshärten geeignetes, beschichtetes Stahlflachprodukt, wobei der Stahl des Stahlflachprodukts neben Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen, in Gew.-%, aus C: 0,10 - 0,4 %, Si: 0,05 - 0,5 %, Mn: 0,5 - 3,0 %, Al: 0,01 - 0,2 %, Cr: 0,005 - 1,0 %, V: 0,001 - 0,2 %, P: ≤ 0,1 %, S: ≤ 0,05 %, N: ≤ 0,02 %, sowie optional einem oder mehreren der Elemente "B, Ti, Nb, Ni, Cu, Mo, W" in folgenden Gehalten B: 0,0005 - 0,01 %, Ti: 0,001 -0,1 %, Nb: 0,001 - 0,1 %, Ni: 0,01 - 0,4 %, Cu: 0,01 - 0,8 %, Mo: 0,002 - 1,0 %, W: 0,001 - 1, 0 % besteht.
ii) Das Stahlflachprodukt nach Satz i) kann dadurch gekennzeichnet sein, dass das Stahlflachprodukt eine Streckgrenze mit kontinuierlichem Verlauf (Rp0,2) oder eine Streckgrenze mit einer Differenz (ΔRe) zwischen oberem Streckgrenzenwert (ReH) und unterem Streckgrenzenwert (ReL) von höchstens 45 MPa aufweist.
iii) Das Stahlflachprodukt nach Satz i) oder ii) kann auch dadurch gekennzeichnet sein, dass das Stahlflachprodukt eine Gleichmaßdehnung Ag von mindestens 11,5 % aufweist.
iv) Das Stahlflachprodukt nach einem der Sätze i) bis iii) kann auch dadurch gekennzeichnet sein, dass der Kohlenstoffgehalt des Stahls des Stahlflachprodukts höchstens 0,3 Gew.-% beträgt.
v) Das Stahlflachprodukt nach einem der Sätze i) bis iv) kann auch dadurch gekennzeichnet sein, dass der Vanadium-Gehalt des Stahls des Stahlflachprodukts mindestens 0,002 Gew.-% beträgt.
vi) Das Stahlflachprodukt nach einem der Sätze i) bis v) kann auch dadurch gekennzeichnet sein, dass der Vanadium-Gehalt des Stahls des Stahlflachprodukts höchstens 0,03 Gew.-% beträgt.
vii) Das Stahlflachprodukt nach einem der Sätze i) bis vi) kann auch dadurch gekennzeichnet sein, dass der Vanadium-Gehalt des Stahls des Stahlflachprodukts höchstens 0,009 Gew.-% beträgt.
viii) Das Stahlflachprodukt nach einem der Sätze i) bis vii) kann auch dadurch gekennzeichnet sein, dass es auf mindestens einer Seite einen Korrosionsschutzüberzug aufweist.
ix) Das Stahlflachprodukt nach Satz viii) kann auch dadurch gekennzeichnet sein, dass der auf dem Stahlsubstrat aufliegende Korrosionsschutzüberzug 3 - 15 Gew.-% Silizium, bis zu 5 Gew.-% Eisen, bis zu 0,5 Gew.-% unvermeidbare Verunreinigungen, und Rest Aluminium enthält.
x) Ein erfindungsgemäßes Verfahren zum Herstellen eines für eine Warmumformung geeigneten Stahlflachprodukts umfasst folgende Arbeitsschritte:

  1. a. Zurverfügungstellen einer Bramme oder einer Dünnbramme, die aus, in Gew.-%, 0,10 - 0,4 % C, 0,05 - 0,5 % Si, 0,5 - 3,0 % Mn, 0,01 - 0,2 % Al, 0,005 - 1,0 % Cr, 0,001 - 0,2 % V, ≤ 0,1 % P, ≤ 0,05 % S, ≤ 0,02 % N sowie optional einem oder mehreren der Elemente "B, Ti, Nb, Ni, *Cu, Mo, W" in folgenden Gehalten B: 0,0005 - 0,01 %, Ti: 0,001 -0,1 %, Nb: 0,001 - 0,1 %, Ni: 0,01 - 0,4 %, Cu: 0,01 - 0,8 %, Mo: 0,002 - 1,0 %, W: 0,001 - 1,0 % und Rest Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen besteht;
  2. b. Durcherwärmen der Bramme oder Dünnbramme bei einer Temperatur (T1) von 1100 - 1400 °C;
  3. c. optionales Vorwalzen der durcherwärmten Bramme oder Dünnbramme zu einem Zwischenprodukt mit einer Zwischenprodukttemperatur (T2) von 1000 - 1200 °C;
  4. d. Warmwalzen zu einem warmgewalzten Stahlflachprodukt, wobei die Endwalztemperatur (T3) 750 - 1000 °C beträgt;
  5. e. optionales Haspeln des warmgewalzten Stahlflachprodukts, wobei die Haspeltemperatur (T4) höchstens 700 °C beträgt;
  6. f. Entzundern des warmgewalzten Stahlflachprodukts;
  7. g. optionales Kaltwalzen des Stahlflachprodukts, wobei der Kaltwalzgrad mindestens 30 % beträgt;
  8. h. Glühen des Stahlflachprodukts bei einer Glühtemperatur (T5) von 650 - 900 °C;
  9. i. Abkühlen des Stahlflachprodukts auf eine Vorkühltemperatur (T6), welche 600 - 800 °C beträgt;
  10. j. Beschichten des Stahlflachprodukts mit einem Korrosionsschutzüberzug;
  11. k. Abkühlen des beschichteten Stahlflachprodukts auf Raumtemperatur, wobei die Abkühlung im Temperaturbereich zwischen 600 °C und 450 °C mit einer mittleren Abkühlrate (CR1) von höchstens 25 K/s und im Temperaturbereich zwischen 400 °C und 220 °C mit einer mittleren Abkühlrate (CR2) von höchstens 20 K/s erfolgt;
  12. l. optionales Dressieren des beschichteten Stahlflachprodukts.
xi) Das Verfahren nach Satz x) kann dadurch gekennzeichnet sein, dass die Glühtemperatur (T5) in Arbeitsschritt h) mindestens 720 °C beträgt.
xii) Das Verfahren nach Satz x) oder xi) kann dadurch gekennzeichnet sein, dass die mittlere Abkühlrate (CR1) zwischen 600 °C und 450 °C höchstens 18 K/s beträgt.
xiii) Das Verfahren nach einem der Sätze x) bis xii) kann dadurch gekennzeichnet sein, dass die mittlere Abkühlrate (CR2) zwischen 400 °C und 220 °C höchstens 14 K/s beträgt.
xiv) Das Verfahren nach einem der Sätze x) bis xiii) kann dadurch gekennzeichnet sein, dass die mittlere Abkühlrate (CR2) zwischen 400 °C und 220 °C höchstens 9,5 K/s beträgt.
xv) Das Verfahren nach einem der Sätze x) bis xiv) kann dadurch gekennzeichnet sein, dass das Schmelzenbad, das den auf das Stahlflachprodukt aufzubringenden Korrosionsschutz in flüssiger Form enthält, neben Aluminium 3 - 15 Gew.-% Silizium, bis zu 5 Gew.-% Eisen und bis zu 0,5 Gew.-% unvermeidbare Verunreinigungen enthält, wobei die Summe der vorliegenden Bestandteile 100 Gew.-% beträgt. Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen. Angaben jeweils in Gew.-% Tabelle 1, Teil 1 Stahl C Si Mn P S Al Cr Ti N V B Andere A 0,21 0,22 1,11 0,015 0,0029 0,038 0,19 0,026 0,0045 0,002 0,0022 - B 0,21 0,22 1,12 0,011 0,0044 0,044 0,19 0,029 0,0032 0,002 0,0022 - C 0,22 0,23 1,12 0,014 0,0022 0,044 0,23 0,030 0,0039 0,001 0,0027 - D 0,22 0,23 1,14 0,018 0,0024 0,041 0,20 0,031 0,0036 0,003 0,0029 - E 0,22 0,25 1,12 0,012 0,0022 0,038 0,22 0,027 0,0044 0,001 0,0024 - F 0,24 0,27 1,15 0,015 0,0034 0,039 0,23 0,036 0,0044 0,001 0,0026 - G 0,21 0,24 1,11 0,013 0,0015 0,036 0,20 0,033 0,0051 0,001 0,0024 Mo: 0,0036 H 0,22 0,24 1,13 0,011 0,0030 0,037 0,21 0,028 0,0047 0,002 0,0032 W: 0,002 I 0,22 0,22 1,15 0,011 0,0025 0,032 0,19 0,030 0,0042 0,002 0,0028 - J 0,21 0,23 1,12 0,015 0,0028 0,036 0,19 0,027 0,0051 0,002 0,0025 - K 0,21 0,22 1,14 0,018 0,0025 0,038 0,19 0,029 0,0027 0,001 0,0026 - L 0,22 0,23 1,13 0,017 0,0030 0,036 0,19 0,030 0,0033 0,002 0,0027 Ni: 0,023 Cu: 0,015 Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen. Angaben jeweils in Gew.-% Tabelle 1, Teil 2 Stahl C Si Mn P S Al Cr Ti N V B Andere M 0,21 0,22 1,11 0,015 0,0026 0,035 0,19 0,026 0,0024 0,002 0,0023 - N 0,21 0,24 1,11 0,016 0,0020 0,036 0,20 0,026 0,0031 0,002 0,0024 - O 0,22 0,22 1,19 0,017 0,0014 0,039 0,19 0,029 0,0038 0,001 0,0025 - P 0,21 0,22 1,11 0,013 0,0030 0,034 0,19 0,028 0,0033 0,001 0,0026 - Q 0,24 0,27 1,15 0,015 0,0034 0,039 0,23 0,036 0,0044 0,001 0,0026 - R 0,22 0,23 1,13 0,016 0,0020 0,039 0,20 0,030 0,0031 0,003 0,0029 - S 0,23 0,25 1,14 0,016 0,0029 0,037 0,21 0,033 0,0056 0,002 0,0034 - T 0,22 0,23 1,14 0,014 0,0032 0,049 0,21 0,028 0,0035 0,003 0,0025 - U 0,22 0,23 1,16 0,015 0,0032 0,037 0,20 0,031 0,0048 0,003 0,0029 - V 0,22 0,23 1,13 0,017 0,0021 0,043 0,22 0,026 0,0033 0,003 0,0027 - W 0,22 0,23 1,12 0,015 0,0026 0,037 0,20 0,027 0,0044 0,002 0,0027 - X 0,21 0,23 1,13 0,012 0,0024 0,044 0,22 0,028 0,0042 0,001 0,0030 - Tabelle 2, Teil 1 Versuch Nr. Stahl T1 T2 T3 T4 KWG T5 T6 T7 CR1 CR2 [°C] [°C] [°C] [°C] [%] [°C] [°C] [°C] [K/s] [K/s] 1 A 1250 1100 850 600 50 750 700 675 16,43 11,19 2 B 1250 1100 850 600 60 750 700 675 14,87 10,12 3 C 1250 1150 800 600 60 750 700 675 15,45 10,52 4 D 1250 1100 850 600 60 775 700 675 15,45 10,52 5 E 1250 1100 850 600 50 750 700 675 16,43 11,19 6 F 1250 1100 850 600 50 750 700 675 16,43 11,19 7 G 1250 1100 800 600 55 750 700 675 16,65 10,66 8 H 1250 1100 800 650 50 750 700 675 6,99 3,11 9 I 1250 1100 850 600 60 750 700 675 14,87 10,12 10 J 1250 1100 800 650 60 750 700 675 14,87 10,12 11 K 1250 1100 800 600 60 750 700 675 8,23 3,66 12 L 1300 1100 800 600 60 750 700 675 10,41 4,63 Tabelle 2, Teil 2 Versuch Nr. Stahl T1 T2 T3 T4 KWG T5 T6 T7 CR1 CR2 [°C] [°C] [°C] [°C] [%] [°C] [°C] [°C] [K/s] [K/s] 13 M 1300 1150 800 650 60 750 700 675 10,88 4,84 14 N 1300 1100 800 650 60 750 700 675 12,74 5,67 15 O 1250 1100 850 600 50 750 700 675 13,67 6,08 16 P 1250 1100 800 650 50 775 700 675 9,98 6,79 17 Q 1250 1100 825 600 50 775 700 675 11,54 7,86 18 R 1250 1100 850 600 55 725 700 675 15,84 10,79 19 S 1250 1100 825 600 50 750 700 675 11,54 7,86 20 T 1250 1100 850 600 50 750 675 675 11,54 7,86 21 U 1250 1100 825 600 60 725 675 675 12,71 8,66 22 V 1250 1150 850 600 60 725 675 675 13,11 8,92 23 W 1250 1100 850 600 60 725 675 675 14,67 9,99 24 X 1250 1100 850 600 50 725 700 675 13,89 9,46 Rp=kontinuierliche Streckgrenze, Re= ausgeprägte Streckgrenze Tabelle 3, Teil 1 Versuch Nr. Streckgrenzenart Rp0,2 oder ReL [MPa] ReH [MPa] ΔRe [MPa] Rm [MPa] Gleichmaßdehnung Ag [MPa] Bruchdehnung A80 [MPa] 1 Re 425 445 20 592 14,5 24 2 Re 401 413 12 577 14,5 26 3 Re 492 533 41 594 12,9 19,6 4 Re 439 445 6 578 13,8 23 5 Re 446 473 27 600 14,2 25,6 6 Re 455 474 19 609 12,8 24,8 7 Re 418 427 9 581 13,4 24,7 8 Rp 422 624 12,7 20,5 9 Re 420 423 3 627 13,8 21 10 Re 409 414 5 542 15,3 25 11 Re 436 460 24 598 14,4 24,2 12 Rp 399 636 12,5 19,7 Rp=kontinuierliche Streckgrenze, Re= ausgeprägte Streckgrenze Tabelle 3, Teil 2 Versuch Nr. Streckgrenzenart Rp0,2 oder ReL [MPa] ReH [MPa] ΔRe [MPa] Rm [MPa] Gleichmaßdehnung Ag [MPa] Bruchdehnung A80 [MPa] 13 Rp 403 611 13,1 22,7 14 Rp 402 597 12,9 24,7 15 Rp 400 623 12,2 19 16 Rp 413 617 13,6 21,3 17 Rp 419 618 11,5 17,8 18 Re 446 463 17 588 12,6 21 19 Rp 413 601 13 19,4 20 Re 417 426 9 581 14,4 24,5 21 Rp 406 586 13,4 22 22 Rp 392 596 13,5 20,5 23 Re 422 433 11 560 14 24 24 Rp 389 585 13,1 21,5 The invention disclosed here is characterized by the following sentences:
i) It is a coated steel flat product suitable for press hardening, the steel of the steel flat product consisting of iron and unavoidable impurities in % by weight C: 0.10 - 0.4%, Si: 0.05 - 0.5%, Mn: 0.5 - 3.0%, Al: 0.01 - 0.2%, Cr: 0.005 - 1.0%, V: 0.001 - 0.2%, P: ≤ 0.1%, S: ≤ 0.05%, N: ≤ 0.02%, and optionally one or more of the elements "B, Ti, Nb, Ni, Cu, Mo, W" in the following contents B: 0.0005 - 0.01%, Ti: 0.001-0.1%, Nb: 0.001 - 0.1%, Ni: 0.01 - 0.4%, Cu: 0.01 - 0.8%, Mon: 0.002 - 1.0%, W: 0.001 - 1.0% consists.
ii) The flat steel product according to sentence i) can be characterized in that the flat steel product has a continuous yield point (Rp0.2) or a yield point with a difference (ΔRe) between the upper yield point value (ReH) and the lower yield point value (ReL) of at most 45 MPa.
iii) The flat steel product according to sentence i) or ii) can also be characterized in that the flat steel product has a uniform elongation Ag of at least 11.5%.
iv) The flat steel product according to one of sentences i) to iii) can also be characterized in that the carbon content of the steel of the flat steel product is at most 0.3% by weight.
v) The flat steel product according to one of sentences i) to iv) can also be characterized in that the vanadium content of the steel of the flat steel product is at least 0.002% by weight.
vi) The flat steel product according to one of sentences i) to v) can also be characterized in that the vanadium content of the steel of the flat steel product is at most 0.03% by weight.
vii) The flat steel product according to one of sentences i) to vi) can also be characterized in that the vanadium content of the steel of the flat steel product is at most 0.009% by weight.
viii) The flat steel product according to one of sentences i) to vii) can also be characterized in that it has an anti-corrosion coating on at least one side.
ix) The flat steel product according to sentence viii) can also be characterized in that the anti-corrosion coating on the steel substrate contains 3-15% by weight silicon, up to 5% by weight iron, up to 0.5% by weight unavoidable impurities , and balance aluminum.
x) A method according to the invention for producing a steel flat product suitable for hot forming comprises the following work steps:
  1. a. Providing a slab or a thin slab consisting of, in % by weight, 0.10 - 0.4% C, 0.05 - 0.5% Si, 0.5 - 3.0% Mn, 0.01 - 0.2% Al, 0.005 - 1.0% Cr, 0.001 - 0.2% V, ≤ 0.1% P, ≤ 0.05% S, ≤ 0.02% N and optionally one or more of the elements " B, Ti, Nb, Ni, *Cu, Mo, W" in the following contents B: 0.0005 - 0.01%, Ti: 0.001 -0.1%, Nb: 0.001 - 0.1%, Ni: 0 .01 - 0.4%, Cu: 0.01 - 0.8%, Mo: 0.002 - 1.0%, W: 0.001 - 1.0% and balance iron and unavoidable impurities;
  2. b. through heating of the slab or thin slab at a temperature (T1) of 1100 - 1400 °C;
  3. c. optional pre-rolling of the soaked slab or thin slab into an intermediate product with an intermediate product temperature (T2) of 1000 - 1200 °C;
  4. i.e. hot rolling into a hot-rolled steel flat product, wherein the finish rolling temperature (T3) is 750 - 1000 °C;
  5. e. optionally coiling the hot-rolled steel flat product, the coiling temperature (T4) being at most 700 °C;
  6. f. descaling the hot-rolled flat steel product;
  7. G. optional cold rolling of the steel flat product, wherein the degree of cold rolling is at least 30%;
  8. H. annealing of the steel flat product at an annealing temperature (T5) of 650 - 900 °C;
  9. i. cooling the steel flat product to a pre-cooling temperature (T6) which is 600 - 800 °C;
  10. j. Coating the flat steel product with an anti-corrosion coating;
  11. k. Cooling of the coated steel flat product to room temperature, with the cooling taking place in the temperature range between 600 °C and 450 °C with an average cooling rate (CR1) of at most 25 K/s and in the temperature range between 400 °C and 220 °C with an average cooling rate (CR2 ) of no more than 20 K/s;
  12. l. optional skin-passing of the coated steel flat product.
xi) The method according to sentence x) can be characterized in that the annealing temperature (T5) in step h) is at least 720 °C.
xii) The method according to sentence x) or xi) can be characterized in that the mean cooling rate (CR1) between 600 °C and 450 °C is at most 18 K/s.
xiii) The method according to one of clauses x) to xii) can be characterized in that the average cooling rate (CR2) between 400°C and 220°C is at most 14 K/s.
xiv) The method according to one of clauses x) to xiii) can be characterized in that the average cooling rate (CR2) between 400°C and 220°C is at most 9.5 K/s.
xv) The method according to one of sentences x) to xiv) can be characterized in that the melt bath, which is on the The corrosion protection to be applied to the steel flat product in liquid form contains, in addition to aluminum, 3-15% by weight silicon, up to 5% by weight iron and up to 0.5% by weight unavoidable impurities, the sum of the components present being 100% by weight -% amounts to. remainder iron and unavoidable impurities. Data in % by weight <b><u>Table 1, Part 1</u></b> stole C si Mn P S Al Cr Ti N V B Other A 0.21 0.22 1:11 0.015 0.0029 0.038 0.19 0.026 0.0045 0.002 0.0022 - B 0.21 0.22 1:12 0.011 0.0044 0.044 0.19 0.029 0.0032 0.002 0.0022 - C 0.22 0.23 1:12 0.014 0.0022 0.044 0.23 0.030 0.0039 0.001 0.0027 - D 0.22 0.23 1.14 0.018 0.0024 0.041 0.20 0.031 0.0036 0.003 0.0029 - E 0.22 0.25 1:12 0.012 0.0022 0.038 0.22 0.027 0.0044 0.001 0.0024 - f 0.24 0.27 1:15 0.015 0.0034 0.039 0.23 0.036 0.0044 0.001 0.0026 - G 0.21 0.24 1:11 0.013 0.0015 0.036 0.20 0.033 0.0051 0.001 0.0024 Mo: 0.0036 H 0.22 0.24 1:13 0.011 0.0030 0.037 0.21 0.028 0.0047 0.002 0.0032 W: 0.002 I 0.22 0.22 1:15 0.011 0.0025 0.032 0.19 0.030 0.0042 0.002 0.0028 - J 0.21 0.23 1:12 0.015 0.0028 0.036 0.19 0.027 0.0051 0.002 0.0025 - K 0.21 0.22 1.14 0.018 0.0025 0.038 0.19 0.029 0.0027 0.001 0.0026 - L 0.22 0.23 1:13 0.017 0.0030 0.036 0.19 0.030 0.0033 0.002 0.0027 Ni: 0.023 Cu: 0.015 stole C si Mn P S Al Cr Ti N V B Other M 0.21 0.22 1:11 0.015 0.0026 0.035 0.19 0.026 0.0024 0.002 0.0023 - N 0.21 0.24 1:11 0.016 0.0020 0.036 0.20 0.026 0.0031 0.002 0.0024 - O 0.22 0.22 1:19 0.017 0.0014 0.039 0.19 0.029 0.0038 0.001 0.0025 - P 0.21 0.22 1:11 0.013 0.0030 0.034 0.19 0.028 0.0033 0.001 0.0026 - Q 0.24 0.27 1:15 0.015 0.0034 0.039 0.23 0.036 0.0044 0.001 0.0026 - R 0.22 0.23 1:13 0.016 0.0020 0.039 0.20 0.030 0.0031 0.003 0.0029 - S 0.23 0.25 1.14 0.016 0.0029 0.037 0.21 0.033 0.0056 0.002 0.0034 - T 0.22 0.23 1.14 0.014 0.0032 0.049 0.21 0.028 0.0035 0.003 0.0025 - u 0.22 0.23 1:16 0.015 0.0032 0.037 0.20 0.031 0.0048 0.003 0.0029 - V 0.22 0.23 1:13 0.017 0.0021 0.043 0.22 0.026 0.0033 0.003 0.0027 - W 0.22 0.23 1:12 0.015 0.0026 0.037 0.20 0.027 0.0044 0.002 0.0027 - X 0.21 0.23 1:13 0.012 0.0024 0.044 0.22 0.028 0.0042 0.001 0.0030 - attempt no. stole T1 T2 T3 T4 KWG T5 T6 T7 CR1 CR2 [°C] [°C] [°C] [°C] [%] [°C] [°C] [°C] [K/s] [K/s] 1 A 1250 1100 850 600 50 750 700 675 16:43 11:19 2 B 1250 1100 850 600 60 750 700 675 14.87 10.12 3 C 1250 1150 800 600 60 750 700 675 15.45 10.52 4 D 1250 1100 850 600 60 775 700 675 15.45 10.52 5 E 1250 1100 850 600 50 750 700 675 16:43 11:19 6 f 1250 1100 850 600 50 750 700 675 16:43 11:19 7 G 1250 1100 800 600 55 750 700 675 16.65 10.66 8th H 1250 1100 800 650 50 750 700 675 6.99 3:11 9 I 1250 1100 850 600 60 750 700 675 14.87 10.12 10 J 1250 1100 800 650 60 750 700 675 14.87 10.12 11 K 1250 1100 800 600 60 750 700 675 8:23 3.66 12 L 1300 1100 800 600 60 750 700 675 10:41 4.63 attempt no. stole T1 T2 T3 T4 KWG T5 T6 T7 CR1 CR2 [°C] [°C] [°C] [°C] [%] [°C] [°C] [°C] [K/s] [K/s] 13 M 1300 1150 800 650 60 750 700 675 10.88 4.84 14 N 1300 1100 800 650 60 750 700 675 12.74 5.67 15 O 1250 1100 850 600 50 750 700 675 13.67 6.08 16 P 1250 1100 800 650 50 775 700 675 9.98 6.79 17 Q 1250 1100 825 600 50 775 700 675 11.54 7.86 18 R 1250 1100 850 600 55 725 700 675 15.84 10.79 19 S 1250 1100 825 600 50 750 700 675 11.54 7.86 20 T 1250 1100 850 600 50 750 675 675 11.54 7.86 21 u 1250 1100 825 600 60 725 675 675 12.71 8.66 22 V 1250 1150 850 600 60 725 675 675 13:11 8.92 23 W 1250 1100 850 600 60 725 675 675 14.67 9.99 24 X 1250 1100 850 600 50 725 700 675 13.89 9.46 attempt no. yield type Rp0.2 or ReL [MPa] ReH [MPa] ΔRe [MPa] Rm [MPa] Elongation Ag [MPa] Elongation at break A80 [MPa] 1 re 425 445 20 592 14.5 24 2 re 401 413 12 577 14.5 26 3 re 492 533 41 594 12.9 19.6 4 re 439 445 6 578 13.8 23 5 re 446 473 27 600 14.2 25.6 6 re 455 474 19 609 12.8 24.8 7 re 418 427 9 581 13.4 24.7 8th Rp 422 624 12.7 20.5 9 re 420 423 3 627 13.8 21 10 re 409 414 5 542 15.3 25 11 re 436 460 24 598 14.4 24.2 12 Rp 399 636 12.5 19.7 attempt no. yield type Rp0.2 or ReL [MPa] ReH [MPa] ΔRe [MPa] Rm [MPa] Elongation Ag [MPa] Elongation at break A80 [MPa] 13 Rp 403 611 13.1 22.7 14 Rp 402 597 12.9 24.7 15 Rp 400 623 12.2 19 16 Rp 413 617 13.6 21.3 17 Rp 419 618 11.5 17.8 18 re 446 463 17 588 12.6 21 19 Rp 413 601 13 19.4 20 re 417 426 9 581 14.4 24.5 21 Rp 406 586 13.4 22 22 Rp 392 596 13.5 20.5 23 re 422 433 11 560 14 24 24 Rp 389 585 13.1 21.5

Claims (10)

Für ein Presshärten geeignetes, mit einer Legierung auf Aluminiumbasis beschichtetes Stahlflachprodukt, - wobei der Stahl des Stahlflachprodukts , in Gew.-%, aus C: 0,10 - 0,4 %, Si: 0,05 - 0,5 %, Mn: 0,5 - 3,0 %, Al: 0,01 - 0,2 %, Cr: 0,18 - 1,0 %, V: 0,002 - 0,009 %, P: ≤ 0,1 %, S: ≤ 0,05 %, N: ≤ 0,02 %, sowie optional einem oder mehreren der Elemente "B, Ti, Nb, Ni, Cu, Mo, W" in folgenden Gehalten B: 0,0005 - 0,01 %, Ti: 0,001 -0,1 %, Nb: 0,001 - 0,1 %, Ni: 0,01 - 0,4 %, Cu: 0,01 - 0,8 %, Mo: 0,002 - 1,0 %, W: 0,001 - 1, 0 % und als aus Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen besteht und - wobei das Stahlflachprodukt eine Streckgrenze mit kontinuierlichem Verlauf (Rp0,2) oder eine Streckgrenze mit einer Differenz (ΔRe) zwischen oberem Streckgrenzenwert (ReH) und unterem Streckgrenzenwert (ReL) von höchstens 45 MPa aufweist. Aluminum-based alloy coated steel flat product suitable for press hardening, - where the steel of the steel flat product, in % by weight, consists of C: 0.10 - 0.4%, Si: 0.05 - 0.5%, Mn: 0.5 - 3.0%, Al: 0.01 - 0.2%, Cr: 0.18 - 1.0%, V: 0.002 - 0.009%, P: ≤ 0.1%, S: ≤ 0.05%, N: ≤ 0.02%, and optionally one or more of the elements "B, Ti, Nb, Ni, Cu, Mo, W" in the following contents B: 0.0005 - 0.01%, Ti: 0.001 -0.1%, Nb: 0.001 - 0.1%, Ni: 0.01 - 0.4%, Cu: 0.01 - 0.8%, Mon: 0.002 - 1.0%, W: 0.001 - 1.0% and than consists of iron and unavoidable impurities and - the flat steel product having a continuous yield point (Rp0.2) or a yield point with a difference (ΔRe) between the upper yield point value (ReH) and the lower yield point value (ReL) of at most 45 MPa. Stahlflachprodukt nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass das Stahlflachprodukt eine Gleichmaßdehnung Ag von mindestens 11,5 % aufweist.Flat steel product according to Claim 1, characterized in that the flat steel product has a uniform elongation Ag of at least 11.5%. Stahlflachprodukt nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass der Kohlenstoffgehalt des Stahls des Stahlflachprodukts höchstens 0,3 Gew.-% beträgt.Flat steel product according to one of the preceding claims, characterized in that the carbon content of the steel of the flat steel product is at most 0.3% by weight. Stahlflachprodukt nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass der auf dem Stahlsubstrat aufliegende Korrosionsschutzüberzug 3 - 15 Gew.-% Silizium, bis zu 5 Gew.-% Eisen, bis zu 0,5 Gew.-% unvermeidbare Verunreinigungen, und Rest Aluminium enthält.Flat steel product according to one of the preceding claims, characterized in that the anti-corrosion coating on the steel substrate contains 3-15% by weight silicon, up to 5% by weight iron, up to 0.5% by weight unavoidable impurities and the remainder aluminium contains. Verfahren zum Herstellen eines für eine Warmumformung geeigneten Stahlflachprodukts umfassend folgende Arbeitsschritte: a) Zurverfügungstellen einer Bramme oder einer Dünnbramme, die aus, in Gew.-%, 0,10 - 0,4 % C, 0,05 - 0,5 % Si, 0,5 - 3,0 % Mn, 0,01 - 0,2 % Al, 0,18 - 1,0 % Cr, 0,002 - 0,009 % V, ≤ 0,1 % P, ≤ 0,05 % S, ≤ 0,02 % N sowie optional einem oder mehreren der Elemente "B, Ti, Nb, Ni, Cu, Mo, W" in folgenden Gehalten B: 0,0005 - 0,01 %, Ti: 0,001 -0,1 %, Nb: 0,001 - 0,1 %, Ni: 0,01 - 0,4 %, Cu: 0,01 - 0,8 %, Mo: 0,002 - 1,0 %, W: 0,001 - 1,0 % und Rest Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen besteht; b) Durcherwärmen der Bramme oder Dünnbramme bei einer Temperatur (T1) von 1100 - 1400 °C; c) optionales Vorwalzen der durcherwärmten Bramme oder Dünnbramme zu einem Zwischenprodukt mit einer Zwischenprodukttemperatur (T2) von 1000 - 1200 °C; d) Warmwalzen zu einem warmgewalzten Stahlflachprodukt, wobei die Endwalztemperatur (T3) 750 - 1000 °C beträgt; e) optionales Haspeln des warmgewalzten Stahlflachprodukts, wobei die Haspeltemperatur (T4) höchstens 700 °C beträgt; f) Entzundern des warmgewalzten Stahlflachprodukts; g) optionales Kaltwalzen des Stahlflachprodukts, wobei der Kaltwalzgrad mindestens 30 % beträgt; h) Glühen des Stahlflachprodukts bei einer Glühtemperatur (T5) von 650 - 900 °C; i) Abkühlen des Stahlflachprodukts auf eine Vorkühltemperatur (T6), welche 600 - 800 °C beträgt; j) Beschichten des Stahlflachprodukts mit einem Korrosionsschutzüberzug mittels kontinuierlichem Schmelztauchbeschichten mit einer Legierung auf Aluminiumbasis; k) Abkühlen des beschichteten Stahlflachprodukts auf Raumtemperatur, wobei die Abkühlung im Temperaturbereich zwischen 600 °C und 450 °C mit einer mittleren Abkühlrate (CR1) von höchstens 25 K/s und im Temperaturbereich zwischen 400 °C und 220 °C mit einer mittleren Abkühlrate (CR2) von höchstens 20 K/s erfolgt und die Abkühlung im Temperaturbereich zwischen 400 °C und 220 °C mit einer geringeren Abkühlrate erfolgt als im Temperaturbereich zwischen 600 °C und 450 °C; l) optionales Dressieren des beschichteten Stahlflachprodukts. Process for producing a flat steel product suitable for hot forming, comprising the following work steps: a) Providing a slab or a thin slab consisting of, in % by weight, 0.10 - 0.4% C, 0.05 - 0.5% Si, 0.5 - 3.0% Mn, 0. 01 - 0.2% Al, 0.18 - 1.0% Cr, 0.002 - 0.009% V, ≤ 0.1% P, ≤ 0.05% S, ≤ 0.02% N and optionally one or more of Elements "B, Ti, Nb, Ni, Cu, Mo, W" in the following contents B: 0.0005 - 0.01%, Ti: 0.001 -0.1%, Nb: 0.001 - 0.1%, Ni: 0.01 - 0.4%, Cu: 0.01 - 0.8%, Mo: 0.002 - 1.0%, W: 0.001 - 1.0% and balance iron and unavoidable impurities; b) through heating of the slab or thin slab at a temperature (T1) of 1100 - 1400 °C; c) optional pre-rolling of the through-heated slab or thin slab into an intermediate product with an intermediate product temperature (T2) of 1000 - 1200 °C; d) hot-rolling into a hot-rolled steel flat product, the finish rolling temperature (T3) being 750 - 1000 °C; e) optional coiling of the hot-rolled steel flat product, the coiling temperature (T4) being at most 700 °C; f) descaling the hot-rolled flat steel product; g) optional cold rolling of the flat steel product, the degree of cold rolling being at least 30%; h) annealing of the steel flat product at an annealing temperature (T5) of 650 - 900 °C; i) cooling the flat steel product to a pre-cooling temperature (T6) which is 600 - 800 °C; j) coating the flat steel product with an anti-corrosion coating by means of continuous hot-dip coating with an aluminum-based alloy; k) Cooling of the coated flat steel product to room temperature, with the cooling taking place in the temperature range between 600 °C and 450 °C with an average cooling rate (CR1) of at most 25 K/s and in the temperature range between 400 °C and 220 °C with an average cooling rate (CR2) of at most 20 K/s and the cooling takes place in the temperature range between 400 °C and 220 °C a lower cooling rate than in the temperature range between 600 °C and 450 °C; l) optional skin-passing of the coated steel flat product. Verfahren nach Anspruch 5, dadurch gekennzeichnet, dass die Glühtemperatur (T5) in Arbeitsschritt h) mindestens 720 °C beträgt.Method according to Claim 5, characterized in that the annealing temperature (T5) in step h) is at least 720°C. Verfahren nach Anspruch 5 oder 6, dadurch gekennzeichnet, dass die mittlere Abkühlrate (CR1) zwischen 600 °C und 450 °C höchstens 18 K/s beträgt.Method according to Claim 5 or 6, characterized in that the mean cooling rate (CR1) between 600°C and 450°C is at most 18 K/s. Verfahren nach einem der Ansprüche 5 bis 7, dadurch gekennzeichnet, dass die mittlere Abkühlrate (CR2) zwischen 400 °C und 220 °C höchstens 14 K/s beträgt.Method according to one of Claims 5 to 7, characterized in that the mean cooling rate (CR2) between 400°C and 220°C is at most 14 K/s. Verfahren nach einem der Ansprüche 5 bis 8, dadurch gekennzeichnet, dass die mittlere Abkühlrate (CR2) zwischen 400 °C und 220 °C höchstens 9,5 K/s beträgt.Method according to one of Claims 5 to 8, characterized in that the mean cooling rate (CR2) between 400°C and 220°C is at most 9.5 K/s. Verfahren nach einem der Ansprüche 5 bis 9, dadurch gekennzeichnet, dass das Schmelzenbad, das den auf das Stahlflachprodukt aufzubringenden Korrosionsschutz in flüssiger Form enthält, neben Aluminium 3 - 15 Gew.-% Silizium, bis zu 5 Gew.-% Eisen und bis zu 0,5 Gew.-% unvermeidbare Verunreinigungen enthält, wobei die Summe der vorliegenden Bestandteile 100 Gew.-% beträgt.Method according to one of Claims 5 to 9, characterized in that the molten bath, which contains the corrosion protection to be applied to the flat steel product in liquid form, in addition to aluminum contains 3-15% by weight silicon, up to 5% by weight iron and up to 0.5% by weight of unavoidable impurities, the sum of the components present being 100% by weight.
EP21196113.1A 2017-07-21 2018-07-11 Flat steel product with good ageing resistance and method for producing the same Pending EP3974554A1 (en)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
EP2017068522 2017-07-21
PCT/EP2018/068767 WO2019016041A1 (en) 2017-07-21 2018-07-11 Flat steel product with a high degree of aging resistance, and method for producing same
EP18736938.4A EP3655560B1 (en) 2017-07-21 2018-07-11 Flat steel product with a high degree of aging resistance, and method for producing same

Related Parent Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
EP18736938.4A Division EP3655560B1 (en) 2017-07-21 2018-07-11 Flat steel product with a high degree of aging resistance, and method for producing same

Publications (1)

Publication Number Publication Date
EP3974554A1 true EP3974554A1 (en) 2022-03-30

Family

ID=59564149

Family Applications (2)

Application Number Title Priority Date Filing Date
EP21196113.1A Pending EP3974554A1 (en) 2017-07-21 2018-07-11 Flat steel product with good ageing resistance and method for producing the same
EP18736938.4A Active EP3655560B1 (en) 2017-07-21 2018-07-11 Flat steel product with a high degree of aging resistance, and method for producing same

Family Applications After (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
EP18736938.4A Active EP3655560B1 (en) 2017-07-21 2018-07-11 Flat steel product with a high degree of aging resistance, and method for producing same

Country Status (4)

Country Link
EP (2) EP3974554A1 (en)
CN (3) CN109280861A (en)
ES (1) ES2899657T3 (en)
WO (1) WO2019016041A1 (en)

Families Citing this family (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP3719147A1 (en) * 2019-04-01 2020-10-07 ThyssenKrupp Steel Europe AG Hot-rolled flat steel product and method for its production
US11827964B2 (en) * 2019-11-22 2023-11-28 Nippon Steel Corporation Coated steel member, coated steel sheet, and methods for producing same
EP3964591A1 (en) * 2020-09-07 2022-03-09 ThyssenKrupp Steel Europe AG Hot-rolled steel sheet product and method for producing a hot-rolled steel sheet product
CN113414545A (en) * 2021-03-31 2021-09-21 常州鱼跃金属制品有限公司 Fine and bright flat steel processing method
WO2023020932A1 (en) * 2021-08-19 2023-02-23 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Steel having improved processing properties for working at elevated temperatures
WO2023020931A1 (en) * 2021-08-19 2023-02-23 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Steel having improved processing properties for working at elevated temperatures
EP4174207A1 (en) * 2021-11-02 2023-05-03 ThyssenKrupp Steel Europe AG Flat steel product having improved processing properties
EP4283003A1 (en) * 2022-05-24 2023-11-29 ThyssenKrupp Steel Europe AG Method for producing a sheet metal part
DE102022115400A1 (en) 2022-06-21 2023-12-21 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Sheet metal part with improved welding properties
CN117305716B (en) * 2023-11-10 2024-03-15 常熟市龙腾特种钢有限公司 Preparation method of anti-seismic corrosion-resistant flat bulb steel

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP2631307A1 (en) * 2010-10-22 2013-08-28 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Steel sheet and steel sheet production process
JP5387073B2 (en) * 2009-03-16 2014-01-15 新日鐵住金株式会社 Steel plate for hot pressing, method for manufacturing the same, and method for manufacturing steel plate member for hot pressing
EP2703511A1 (en) * 2011-04-27 2014-03-05 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Steel sheet for hot stamping members and method for producing same
EP2848709A1 (en) 2013-09-13 2015-03-18 ThyssenKrupp Steel Europe AG Method for producing a steel component with an anti-corrosive metal coating and steel component
JP2015113501A (en) * 2013-12-12 2015-06-22 株式会社神戸製鋼所 Steel sheet for hot press

Family Cites Families (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
FR2546534B1 (en) 1983-05-24 1989-04-21 Usinor PROCESS AND INSTALLATION FOR THE CONTINUOUS MANUFACTURE OF A STRIP OF OLD STEEL CARRYING A COATING OF ZN, AL OR ZN-AL ALLOY
JP3464289B2 (en) * 1994-10-03 2003-11-05 日新製鋼株式会社 Method for producing hot-dip Zn-Al alloy-plated steel sheet for fire-resistant structure with excellent corrosion resistance
FR2855184B1 (en) 2003-05-19 2006-05-19 Usinor COLD LAMINATED, ALUMINATED, HIGH STRENGTH, DUAL PHASE STEEL FOR TELEVISION ANTI-IMPLOSION BELT, AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME
CN101316942A (en) * 2005-12-01 2008-12-03 Posco公司 Steel sheet for hot press forming having excellent heat treatment and impact property, hot press parts made of it and the method for manufacturing thereof
KR101010971B1 (en) 2008-03-24 2011-01-26 주식회사 포스코 Steel sheet for forming having low temperature heat treatment property, method for manufacturing the same, method for manufacturing parts using the same and parts manufactured by the method
JP5141811B2 (en) * 2010-11-12 2013-02-13 Ｊｆｅスチール株式会社 High-strength hot-dip galvanized steel sheet excellent in uniform elongation and plating property and method for producing the same
KR101253893B1 (en) * 2010-12-27 2013-04-16 포스코강판 주식회사 Aluminium coated steel sheet having excellent in oxidization resistence and heat resistence
EP2524970A1 (en) * 2011-05-18 2012-11-21 ThyssenKrupp Steel Europe AG Extremely stable steel flat product and method for its production
RU2718651C2 (en) 2015-12-18 2020-04-13 Аутотек Инжиниринг, С.Л. Central pillar central beam and method for manufacture thereof

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5387073B2 (en) * 2009-03-16 2014-01-15 新日鐵住金株式会社 Steel plate for hot pressing, method for manufacturing the same, and method for manufacturing steel plate member for hot pressing
EP2631307A1 (en) * 2010-10-22 2013-08-28 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Steel sheet and steel sheet production process
EP2703511A1 (en) * 2011-04-27 2014-03-05 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Steel sheet for hot stamping members and method for producing same
EP2848709A1 (en) 2013-09-13 2015-03-18 ThyssenKrupp Steel Europe AG Method for producing a steel component with an anti-corrosive metal coating and steel component
JP2015113501A (en) * 2013-12-12 2015-06-22 株式会社神戸製鋼所 Steel sheet for hot press

Also Published As

Publication number Publication date
CN110959049A (en) 2020-04-03
CN114686777B (en) 2024-02-23
CN109280861A (en) 2019-01-29
CN110959049B (en) 2022-04-08
CN114686777A (en) 2022-07-01
ES2899657T3 (en) 2022-03-14
EP3655560B1 (en) 2021-09-15
EP3655560A1 (en) 2020-05-27
WO2019016041A1 (en) 2019-01-24

Similar Documents

Publication Publication Date Title
EP3655560B1 (en) Flat steel product with a high degree of aging resistance, and method for producing same
EP2855717B1 (en) Steel sheet and method to manufacture it
DE60125253T2 (en) High strength hot rolled steel sheet with excellent stretch aging properties
EP2553133B1 (en) Steel, flat steel product, steel component and method for producing a steel component
EP3332047B1 (en) Production method of a flexibly-rolled steel sheet product and its use
DE60133493T2 (en) Hot-dip galvanized steel sheet and process for its production
EP3027784B1 (en) Micro-alloyed high-strength multi-phase steel containing silicon and having a minimum tensile strength of 750 mpa and improved properties and method for producing a strip from said steel
EP2905348B1 (en) High strength flat steel product with bainitic-martensitic structure and method for manufacturing such a flat steel product
EP3221484B1 (en) Method for manufacturing a high-strength air-hardening multiphase steel strip having excellent processing properties
EP3504349B1 (en) Method for producing a high-strength steel strip with improved properties for further processing, and a steel strip of this type
EP2690184B1 (en) Produit plat en acier laminé à froid et son procédé de fabrication
EP2840159B1 (en) Method for producing a steel component
EP0352597A1 (en) Process for producing hot-rolled strip or heavy plates
EP3692178B1 (en) Method for producing a steel strip from an ultrahigh strength multiphase steel
EP3724359B1 (en) High-strength, hot-rolled flat steel product with high edge crack resistance and simultaneously high bake-hardening potential and method for producing a flat steel product of this kind
EP1865086B1 (en) Use of a steel flat product produced from a manganese boron steel and method of its production
EP3658307B9 (en) Sheet metal component, produced by hot working a flat steel product, and method for the production thereof
DE102020124488A1 (en) Sheet metal component and method for its manufacture
DE102016115618A1 (en) Process for producing a high-strength steel strip with improved properties during further processing and such a steel strip
EP3964591A1 (en) Hot-rolled steel sheet product and method for producing a hot-rolled steel sheet product
WO2023020931A1 (en) Steel having improved processing properties for working at elevated temperatures
DE102024104377A1 (en) Sheet metal part with improved cathodic corrosion protection
WO2023020932A1 (en) Steel having improved processing properties for working at elevated temperatures
EP4174207A1 (en) Flat steel product having improved processing properties
EP4283003A1 (en) Method for producing a sheet metal part

Legal Events

Date Code Title Description
PUAI Public reference made under article 153(3) epc to a published international application that has entered the european phase

Free format text: ORIGINAL CODE: 0009012

STAA Information on the status of an ep patent application or granted ep patent

Free format text: STATUS: THE APPLICATION HAS BEEN PUBLISHED

AC Divisional application: reference to earlier application

Ref document number: 3655560

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: P

AK Designated contracting states

Kind code of ref document: A1

Designated state(s): AL AT BE BG CH CY CZ DE DK EE ES FI FR GB GR HR HU IE IS IT LI LT LU LV MC MK MT NL NO PL PT RO RS SE SI SK SM TR

STAA Information on the status of an ep patent application or granted ep patent

Free format text: STATUS: REQUEST FOR EXAMINATION WAS MADE

17P Request for examination filed

Effective date: 20220916

RBV Designated contracting states (corrected)

Designated state(s): AL AT BE BG CH CY CZ DE DK EE ES FI FR GB GR HR HU IE IS IT LI LT LU LV MC MK MT NL NO PL PT RO RS SE SI SK SM TR